WO2021005062A1 - Legierung mit feinskaligem eutektischen, insbesondere nanoeutektischem, gefüge und herstellung derselben - Google Patents

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pseudo
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Clemens Simson
Alexander GROSSALBER
Simon Frank
Andreas Betz
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Lkr Leichtmetallkompetenzzentrum Ranshofen Gmbh
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Definitions

  • the invention relates to an alloy, in particular a light metal alloy, comprising an alloy composition with at least three components and a
  • eutectic structure which is obtained by cooling the alloy from a liquid state to a solid state.
  • the invention also relates to a method for producing an alloy, in particular a light metal alloy, with a eutectic structure, the alloy having an alloy composition with at least three components and the alloy for forming the eutectic structure starting from a liquid state into a solid state of the alloy is cooled.
  • Application alloys are often binary cast alloys, that is, alloys with two components that have eutectic structures. These are usually characterized by a eutectic point in their phase diagram, at which a liquid phase of the alloy and two solid phases of the alloy are in thermodynamic equilibrium with one another or, when the alloy cools from the liquid phase, a direct transition from a liquid state to a solid state takes place, whereby a eutectic structure is formed.
  • Degree of freedom f 0.
  • the direct transition from the liquid phase to the solid phase often leads to the formation of a fine and lamellar structure.
  • the object of the invention is to specify an alloy with at least three components which has high strength and good formability.
  • Composition of the alloy lies in a region around a pseudo-eutectic point of a phase diagram of the alloy, so that at least 85 mol% or at% eutectic structure are present in the alloy.
  • the invention is based on the knowledge that when an alloy is composed with at least three components or elements, which in the phase diagram of the alloy is at or near a pseudo-eutectic point, a particularly fine-scale or finely structured eutectic structure can be formed, which, in particular, can have a finer eutectic structure than an alloy with a selected composition that is at the “usual” eutectic point in the phase diagram.
  • characteristic structural distances of the eutectic structure in the low micrometer range and in particular nanometer range can be implemented, also referred to as nanoeutectic structure.
  • the eutectic structure formed thereby generally represents an essential or dominant structure and in particular in the vicinity or in an area around, in particular on, a eutectic Point often only a small or negligibly small or no primary solidification phase and / or residual solidification phase occurs.
  • the alloy dominant presence in the alloy enables the alloy to be formed with both high strength, in particular compressive strength, and also pronounced
  • the pseudo-eutectic point is usually abbreviated as “e” or “pE” in representations and the eutectic point is abbreviated as "E”.
  • the liquidus line and solidus line known from the binary phase diagram usually correspond to curved surfaces and binary phase surfaces correspond to phase volumes.
  • the intersection lines of liquidus surfaces in the ternary phase diagram usually form eutectic grooves, also referred to as liquidus boundary lines or monovariant lines, which open into a ternary eutectic point of the phase diagram.
  • the pseudo-eutectic point represents a point on the liquidus boundary line, which forms a saddle point, i.e. a local extreme along the liquidus boundary line and a minimum perpendicular to it - in relation to the delimiting single-phase regions.
  • pseudo-eutectic point is characterized in that its existence requires an addition or presence of at least a third component or a third element.
  • the pseudo-eutectic point pE in the ternary alloy system represents a local extremum along the liquidus boundary line which, compared to the ternary eutectic E, has a number of
  • Degrees of freedom and compared to a single-phase solidification MK has a number of degrees of freedom reduced by 1.
  • Gibbs' phase rule f N - P +1 with a number of thermodynamic degrees of freedom f, a number of components N and a number of equilibrium phases P this corresponds to:
  • the liquidus boundary line corresponds accordingly to a two-dimensional surface and the pseudo-eutectic point to a pseudo-eutectic line.
  • the dimensionality of the corresponding increases
  • pseudoeutectic point should therefore be understood in particular as a generic term, which includes both a pseudoeutectic point in a phase diagram of a ternary alloy and a corresponding pseudoeutectic line in a phase diagram of an alloy with four components or a corresponding pseudoeutectic line multidimensional area in one
  • Phase diagram of an alloy with more than four components Phase diagram of an alloy with more than four components.
  • pseudo-eutectic point and pseudo-eutectic area are used synonymously in particular. It goes without saying that a pseudo-eutectic point of a ternary alloy system represents a special variant.
  • the pseudo-eutectic point of the phase diagram of the alloy with at least three components N is thus characterized in particular by the fact that, according to Gibbs' phase rule, the number of degrees of freedom f lies between 0 and N-1.
  • the formability of the alloy is sufficient if the alloy composition is close to or in an area around the, in particular at, the pseudo-eutectic point or the saddle point represented by this, so that in the alloy at least 85 mol% or at% ( given in mol percent or atomic percent) eutectic structure is present. It is preferred if at least 90 mol% or at%, particularly preferably at least 95 mol% or at%, eutectic structure is present in the alloy. As a result, the advantageous properties of high strength combined with good formability can be particularly pronounced.
  • the eutectic structure usually forms during a liquid-solid phase transition or when the alloy solidifies.
  • High strength and pronounced formability of the alloy can be achieved both when the alloy is a ternary alloy and when the alloy has four components or at least five components.
  • the alloy can have a large number of components, depending on the application objective, for example in the form of further added components for solid solution hardening and / or precipitation hardening.
  • the alloy with high strength and formability can be formed particularly simply and practically if the alloy is ternary
  • a particularly pronounced strength and formability can be achieved if the average distance is less than 2 pm, in particular less than 1 pm. This can be achieved, for example, if the alloy composition of the alloy is selected in closer proximity to the stoichiometric composition of the pseudo-eutectic point. Particularly high strengths can be achieved if the average distance is less than
  • the average spacing of the phase components can be influenced by varying a cooling rate of the alloy when the alloy solidifies.
  • the alloy has a residual solidification with a proportion of at most 5 mol% or at%, preferably at most 3 mol% or at%, particularly preferably at most 2 mol% or at%. -%, having.
  • the proportion of residual solidification can be adjusted by choosing the alloy composition closer to the stoichiometric composition of the pseudo-eutectic point.
  • Residual solidification usually denotes that part of the structure in which a residual part of the liquid phase solidifies after the formation of the eutectic structure in the form of a no longer eutectic structure or at the end of the eutectic solidification the number or type of the forming phase changes.
  • the proportion of residual solidification usually represents a factor which adversely affects the properties brought about by the eutectic structure formed, which is why it is advantageous if the residual solidification is kept as small as possible. It is particularly favorable for this if the residual solidification is not configured in the manner of a network or in the form of a network structure, but rather, if present, in the form of islands or units that are separated from one another.
  • the residual solidification is formed in a proportion of at least 1 mol% or at%, but can preferably also be less.
  • Alloy has a primary solidification with a proportion of less than 10 mol% or at%, in particular less than 5 mol% or at%, preferably less than 3 mol% or at%. This enables a very dominant formation of the eutectic structure or a formation of the eutectic structure with a high proportion of the structure advantageous to achieve the aforementioned properties.
  • the primary solidification which describes that part of the solidified microstructure which does not solidify in the form of a eutectic structure immediately before the formation of the eutectic structure, is less relevant than the aforementioned residual solidification with regard to an impairment of the properties to be achieved with the formation of the eutectic structure, but should are also preferably kept as small as possible.
  • the primary solidification is formed with a proportion of at least 1 mol% or at%, but can preferably also be less.
  • the primary solidification is formed with or from a mixed crystal phase and in particular not with or not from an intermetallic phase. This appears to be an advantageous criterion for all alloy systems in order to achieve particularly user-friendly strength and formability properties.
  • the proportion of the aforementioned residual solidification and / or primary solidification can be in
  • Scheil-Gulliver can be checked or predetermined in the usual way with a thermodynamic calculation according to Scheil-Gulliver.
  • the Scheil-Gulliver calculation or equation sometimes just called Scheil calculation or equation, describes one
  • the alloy has a density of less than 8.0 g / cm 3 , in particular less than 7.5 g / cm 3 , preferably less than 6 g / cm 3 .
  • the alloy can have a particularly advantageous strength-to-weight ratio in relation to an application, in particular as a structural component. It is particularly advantageous if the alloy is designed as a light metal alloy. This makes it possible to achieve a particularly high level of application suitability for the alloy. It is advantageous if the alloy for this purpose has less than 5.0 g / cm 3 , in particular less than 3.0 g / cm 3 . For practical use as application material, it is beneficial if the
  • Lithium-based alloy or titanium-based alloy is.
  • the alloy is a cast alloy. This enables a particularly practicable production, in particular of structural components with in particular the aforementioned properties.
  • the alloy is an Al-Mg alloy.
  • the alloy can have additional alloy components. In this way, application components are particularly relevant in practice, in particular
  • the alloy is an Al-Mg-Si alloy.
  • the alloy can also advantageously contain zinc (Zn), in particular with a proportion of more than 0.01% by weight, usually more than 1% by weight. This allows a compressive strength of the alloy to be optimized.
  • the alloy usually has less than 15% by weight, in particular less than 10% by weight, preferably between 1.0% by weight and 5.0% by weight, particularly preferably about 3.0% by weight , Zinc on.
  • the alloy is an Al-Cu-Li alloy, Al-Cu-Mg alloy, Mg-Li-Al alloy, Mg-Cu -Zn alloy, Al-Cu-Mg-Zn alloy or Al-Mg-Si-Zn alloy.
  • Structural component which shows particularly high strength and formability, can be achieved if the alloy is a magnesium-based alloy, having, in particular consisting of, (in at .-%)
  • Such a Mg-Li-Al alloy has an alloy composition in an area around or in the vicinity of an alloy composition pseudoeutectic point in the Mg-Li-Al phase diagram, so that a
  • finely structured or microscale eutectic microstructure can be achieved.
  • the fine-scale microstructure is associated with high strength, in particular high compressive strength, while at the same time good formability of the
  • Magnesium alloy is given with the corresponding aforementioned proportions of lithium in the magnesium alloy.
  • the orientation line in the phase diagram is in particular a ratio of aluminum to magnesium (in atomic percent, abbreviated to atomic%) of approx. 3: 6, as this ratio results in a particularly homogeneous fine-scale or homogeneous fine lamellar microstructure or morphology .
  • a ratio of aluminum to magnesium (in at .-%) of 1: 6 to 4: 6 the fine, especially fine lamellar, microstructure or morphology continues to be found with varying degrees which usually corresponds to different characteristics of a level of strength, in particular a level of a
  • the Mg-Al-Li alloy (in at .-%) 30.0% to 60.0%, in particular 40% to 50%, preferably 45% to 50%, particularly preferably 45% to 48%, lithium. It is also advantageous if the Mg-Al-Li alloy (in at.%) Has more than 0.05%, in particular more than 0.1%, generally more than 1% aluminum.
  • the Mg-Al-Li alloy can be formed with a, in particular lamellar, microstructure with high fineness if the ratio of aluminum to magnesium (in at.%) Is 1.2: 6 to 4: 6 , in particular 1, 4: 6 to 4: 6, preferably 1, 5: 6 to 4: 6. It is beneficial for a pronounced fineness or fine, especially lamellar, microstructure if the ratio of aluminum to magnesium (in At .-%) from 1.8: 6 to 3.5: 6, in particular 2: 6 to 3.5: 6, preferably 2.5: 6 to 3.5: 6. A particularly high strength, in particular compressive strength, can thereby be achieved. This applies particularly to a ratio of aluminum to magnesium (in at.%) Of 2.8: 6 to 3.3: 6, preferably about 3: 6, at which a very homogeneous fine
  • the magnesium alloy (in at.%) Is 30.0% to 60.0% lithium and a ratio of aluminum to magnesium (in at.%) Of 2.5: 6 to 3.5: 6, in particular 2.8: 6 to 3.3: 6, preferably about 3: 6.
  • FIG. 1 of the aforementioned application documents in which a corresponding arrangement is shown schematically in a Mg-Li-Al phase diagram, and the disclosure and the associated description are likewise to be regarded as part of this document.
  • a particularly pronounced homogeneity can also be achieved if the magnesium alloy (in at.%) Has 40.0% to 60.0% lithium.
  • the properties of the Mg-Al-Li alloy can be further optimized if, in addition, proportions of calcium, rare earth metals, in particular yttrium, zinc and / or silicon according to the aforementioned applications with corresponding The salary ranges specified in the aforementioned registrations are available.
  • such an alloy can be used as Mg-20% Li-15% Al-1% Ca-0.5% Y (in% by weight) or Mg-20% Li-24% Al-1% Ca-0.5 % Y (in% by weight).
  • the further aim of the invention is achieved by a method of the type mentioned at the beginning with the proviso that the composition is provided lying in an area around a pseudo-eutectic point of a phase diagram of the alloy, so that when it cools into the solid phase or when it solidifies Alloy forms the eutectic structure with a proportion of at least 85 mol% or at%.
  • the alloy can thereby be formed with high strength and pronounced formability.
  • Alloy composition in an area around the pseudo-eutectic point occurs when the alloy cools from the liquid to the solid state or during the liquid-solid transition, a eutectic phase reaction or phase transformation takes place, which the eutectic microstructure with particularly high fineness or fine structuring as an essential structural component of the Alloy forms.
  • alloy according to the invention in particular described above, can be formed.
  • the same also applies to the alloy according to the invention with regard to a method according to the invention.
  • a starting material, semi-finished product or component is advantageously implemented with, in particular made of, an alloy according to the invention or obtainable by a method according to the invention for producing an alloy according to the invention.
  • Alloy or an alloy produced using a method according to the invention also has a pre-material, semi-finished product or component formed with an alloy, advantageously high strength and good formability.
  • 1 and 2 are phase diagram representations of an Al-Mg-Si system in which alloy compositions of alloy examples are given;
  • FIGS. 3 to 12 are optical microscopic photographs of alloy examples from FIGS. 1 and 2, respectively;
  • FIGS. 13 to 20 flow stress diagrams of alloy examples of FIGS. 1 to 12;
  • 21 shows a phase diagram representation of an Al-Cu-Mg system with the alloy composition of an alloy example drawn in;
  • Fig. 22 is optical microscopic photographs of the alloy example of Fig. 21;
  • 23 is a yield stress diagram of the alloy example of FIGS. 21 and 22, respectively; 24 is a phase diagram representation of a Mg-Al-Li system in which
  • 25 and 27 are optical microscopic photographs of alloy examples of FIG. 24; 28 and 29 flow stress diagrams of alloy examples of FIGS. 24 to 27; 30 shows a phase diagram representation of an Mg-Cu-Zn system with the alloy composition of an alloy example drawn in;
  • 31 and 32 are optical microscopic photographs of the alloy example of FIG. 30; 33 is a yield stress diagram of the alloy example of FIGS. 30 to 32; Fig. 34 is an electron microscope photograph showing an alloy example of an Al-Cu-Mg-Zn system;
  • Fig. 35 is a yield stress diagram of the alloy example of Fig. 34;
  • Fig. 36 is a phase fraction diagram of an alloy example of an Al-Mg-Si-Zn system
  • FIGS. 1 and 2 show representations of a ternary phase diagram of an Al-Mg-Si system, FIG. 2 being a detail representation of the phase diagram in order to show the relevant alloy composition range in detail.
  • Alloy examples of the Al-Mg-Si system produced and investigated.
  • the alloy compositions of the alloy examples of the Al-Mg-Si system are given in Table 1 as alloy example 1 to alloy example 10, in each case in weight percent and atomic percent and correspond to the reference numerals 1 to 10, which in particular in the phase diagram of FIGS. 1 and 2 the respective
  • Table 1 Ten alloy examples from the Al-Mg-Si alloy system.
  • the alloy examples 8 to 10 each have compositions which, in an area around one
  • pseudoeutectic point pE are arranged, the alloy examples 8 and 9 very close to the pseudo-eutectic point and the alloy example 10 are positioned at a somewhat greater distance from the pseudo-eutectic point pE.
  • Alloy composition of alloy example 9 is practically at the pseudo-eutectic point pE.
  • the pseudoeutectic point pE is illustrated in FIG. 2 with a drawn reference line, the pseudoeutectic point pE being at the intersection of the monovariant line in the direction of AhMg2 and the reference line. It can also be seen in FIG. 2 that the alloy examples 3 to 5 are arranged in an area around a eutectic point E of the phase diagram. Alloy Examples 6 and 7 are also provided as comparisons, their
  • compositions are located at a great distance from the pseudo-eutectic point pE, as can be seen in FIG. 2, as well as the alloy examples 1 and 2, which are positioned in the immediate vicinity of a liquidus boundary line, but at a greater distance from both the pseudo-eutectic point pE and the eutectic point E. in Fig. 1.
  • FIGS. 3 to 12 optical microscope images of the alloy examples 1 to 10 are shown in order to illustrate a respective microstructure.
  • flow stress diagrams are shown as the results of dilatometric test series of the Al-Mg-Si alloy examples, which were carried out at room temperature, about 20 ° C. Yield stress curves are shown, with a yield stress, in MPa, being shown as a function of the degree of deformation.
  • Yield stress diagrams show several yield stress curves of alloy samples with an alloy composition corresponding to the alloy composition of one of alloy examples 1 to 10. Each flow stress diagram therefore represents an alloy composition of one of alloy examples 1 to 10.
  • Alloy examples 8 to 10 which have alloy compositions in the vicinity or an area around the pseudo-eutectic point pE, a dominant, finely structured or finely-scaled eutectic structure.
  • FIGS. 6 and 7 microscopic photographs of alloy examples 4 and 5, which have an alloy composition in the vicinity of the eutectic point E, can be observed. These show an expression of a eutectic structure, which in comparison to the structure of the alloy examples 8 and 9 is coarse Has structure. If one compares this with those shown in FIGS. 3 and 4
  • Alloy composition in the area of the pseudo-eutectic point pE has a particularly high fine structuring of its eutectic structure, especially in comparison to the eutectic structure of alloy examples
  • FIG. 20 shows a flow stress diagram of the alloy example 10, the alloy composition of which is arranged at a somewhat greater distance from the pseudo-eutectic point pE. Slightly lower yield stress values and, in particular, a higher scatter between the individual measurement results can be seen. It is further shown in FIGS. 17 and 18 that, in comparison therewith, alloy example 1 and alloy example 2 with alloy compositions in the range of a
  • Liquidus boundary line however, both remote from the alloy composition of the pseudo-eutectic point pE and eutectic point E, have significantly poorer strength and deformation properties.
  • Fig. 19 is also a
  • the corresponding yield stress curves show clearly reduced yield stresses in comparison to the yield stresses of an alloy composition closer to the pseudo-eutectic point pE, such as that of the alloy example 8 shown in FIG. 13.
  • an alloy composition in an area around a pseudo-eutectic point pE corresponds to a finely structured eutectic microstructure or correspondingly high strength and pronounced formability.
  • alloy example 8 in FIG. 10 show large areas with a fine eutectic structure, in this case formed with Al mixed crystal and Mg Si.
  • a residual solidification of Al mixed crystal is also advantageous only very slightly or hardly present.
  • the aim is to keep residual solidification as small as possible or to avoid it.
  • the residual solidification is not connected in the manner of a network or is designed in the form of units separated from one another, which likewise promotes an advantageous design of high strength and pronounced formability. Alloy example 8 thus proves to be both low and low in terms of residual solidification
  • the alloy composition is chosen such that the primary solidification is formed with or from a mixed crystal phase and not with an intermetallic compound or phase, i.e. the primary solidification in the case of alloy example 8 is in the Al mixed crystal range .
  • alloy example 9 has an alloy composition practically at the pseudo-eutectic point pE. As can be seen in FIG. 11, alloy example 9 also shows a fine eutectic structure with hardly any residual solidification and hardly any primary solidification. The somewhat lower strength in comparison with alloy example 8 is explained by the lower dissolved content of Mg in the Al mixed crystal phase. A strength can advantageously be achieved by varying a proportion of dissolved elements in the mixed crystal phase, with the primary solidification, however, as stated above, preferably in
  • Solid solution range and not in the range of an intermetallic phase.
  • alloy example 10 which can be seen in FIG. 12, also shows a fine eutectic structure, but with a higher proportion of residual solidification, in the form of Al mixed crystal and Si, which is also characterized by a network. Due to the low Mg content, most of the Mg is bound in the form of Mg Si, so that solid solution hardening of the Al solid solution phase is very little pronounced. This corresponds to lower yield stresses in the yield stress diagram in FIG. 20. On further detailed consideration of the alloy examples arranged away from the pseudo-eutectic point pE with respect to an alloy composition, it can be seen that the alloy examples 4 and 5, which are in the region of the eutectic point E, shown in FIGS.
  • alloy examples 6 and 7 with the associated microscopy images shown in FIGS. 8 and 9 have coarse, polygonal primary solidifications. This is explained by the positioning of the associated
  • a particularly advantageous conversion range for such an Al-Mg-Si alloy is therefore given when the Al-Mg-Si alloy is arranged in the Al-Mg-Si phase diagram in an area around the pseudo-eutectic point, the
  • Fig. 21 shows a representation of a ternary phase diagram of an Al-Cu-Mg system.
  • An alloy example of the Al-Cu-Mg system was prepared and examined.
  • the associated alloy composition is shown in Table 2 as
  • Alloy example 13 indicated in weight percent and atomic percent and
  • reference number 13 which in particular denotes the alloy composition in the phase diagram of FIG. 21.
  • Table 2 Alloy example from the Al-Cu-Mg alloy system.
  • the alloy example 13 has an alloy composition which, in an area around a
  • pseudo-eutectic point pE is arranged. Using optical
  • FIG. 22 An associated microstructure is illustrated in FIG. 22 using microscopic images. A very fine-scale eutectic structure and a small amount of primary solidification formed with mixed crystal can be seen.
  • Fig. 23 is a
  • Yield stress diagram as the result of dilatometric test series of Al-Cu-Mg alloy example 13 is shown, again showing a yield stress, in MPa, as a function of the degree of deformation. It can be seen that very high
  • Strengths or yield stresses can be achieved.
  • the elongation at break is also in the technologically relevant range for this alloy system.
  • Strength or Formability corresponds to the fine eutectic microstructure and in particular the small amount of primary solidification.
  • FIG. 24 shows a representation of a ternary phase diagram of a Mg-Al-Li system.
  • Three alloy examples of the Mg-Al-Li system were prepared and examined.
  • the alloy compositions of the alloy examples of the Mg-Al-Li system are in Table 3 as alloy examples 14, 15 and 16, respectively, in percent by weight and
  • Table 3 Three alloy examples from the Mg-Al-Li alloy system.
  • the alloy examples 14 to 16 each have an alloy composition which is arranged in a region around a pseudo-eutectic point pE.
  • the pseudo-eutectic point pE is illustrated in FIG. 24 with a reference line drawn in, the
  • Liquidus limit line and the reference line is located.
  • CaY in particular about 1 wt .-% Ca and about 0.5 wt .-% Y, can be practicable
  • Oxidation properties of the alloy examples of the Mg-Al-Li system are stabilized without adversely affecting a microstructure.
  • Alloy examples 14 and 15 lie somewhat closer in the phase diagram in a near area of the pseudo-eutectic point, alloy example 16 somewhat further away, the alloy composition of alloy example 14 being approximately at pseudo-eutectic point pE is positioned.
  • the alloy examples 14 to 16 are, according to the current data situation, in a mixed crystal region, in particular forming a body-centered cubic lattice, bcc.
  • FIGS. 25 to 27 With the aid of microscopic recordings, structural structures can be seen in FIGS. 25 to 27.
  • the microstructure morphology of FIGS. 25 and 26 indicates a
  • the microstructure of alloy example 16 was examined by means of scanning electron microscopy, shown in FIG. 27. Visible in FIG. 27 are, on the one hand, light grain boundary phases (in whitish-gray), which were identified as Al-Ca, and, on the other hand, pronounced fine crystal structures or
  • Alloy example 16 is arranged - is very flat in the phase diagram and also the three elements Mg, Al and Li have a high solubility in one another. This explains why there is a correspondingly extensive area around the
  • pseudo-eutectic point results in which an advantageous fine-scale eutectic microstructure can be formed with a high proportion.
  • FIG. 28 and 29 show flow stress diagrams of alloy examples 15 and 16 as the results of dilatometric test series, again showing a flow stress, in MPa, as a function of the degree of deformation, FIG. 28
  • Fig. 16 shows yield stress curves relating to alloy example 16. It can be seen that both alloy examples have high strengths or flow stresses as well as pronounced formability, corresponding to the fine eutectic microstructures determined.
  • FIG. 29 shows flow curves of alloy samples immediately after a production of the alloy example 16 (as-cast), shown in FIG. 29 as solid lines, identified by reference symbols 16-1, as well as flow curves from FIG. 29
  • samples of alloy example 16 were used
  • Heat treatment for strength, in particular compressive strength, and formability whereby the potential is given to optimize compressive strength and formability, in particular for a later application, through heat treatment
  • Magnesium-based alloy is, having, in particular consisting of, (in at .-%)
  • the alloy example 16 can be seen as a representative example for this alloy definition, as in the context of the European patent application with the
  • FIG. 24 a corresponding ratio of aluminum to magnesium (in at.%) Of 1: 6 is shown as a dashed line.
  • the aforementioned ratio range of aluminum to magnesium (in at.% Or mol%) from 1: 6 to 4: 6 is located in the phase diagram of FIG. 24 to the left of this line and in particular represents a special one
  • a particularly advantageous implementation range for a Mg-Li-Al alloy which can be used as an application alloy, in particular for a structural component, is given, if the Mg-Li-Al alloy in the Mg-Li-Al phase diagram is in a range between the line indicating a ratio of aluminum to magnesium (in at .-%) of 1: 6 and the monovariant line or liquidus boundary line, in particular with an aforementioned Li content range.
  • One such area is in
  • phase diagram of FIG. 24 is identified as a gray, flat area.
  • an alloy composition is preferably selected such that the alloy composition is in the area of the pseudo-eutectic point pE and preferably also has primary solidification with or from a mixed crystal phase , i.e. the corresponding alloy composition is positioned in a mixed crystal area in the phase diagram.
  • Fig. 30 shows a representation of a ternary phase diagram of a Mg-Cu-Zn system.
  • An alloy example of the Mg-Cu-Zn system was prepared and examined.
  • the associated alloy composition is shown in Table 4 as
  • reference symbol 17 which in particular denotes the alloy composition in the phase diagram of FIG. 30.
  • Table 4 Alloy example from the Mg-Cu-Zn alloy system.
  • pseudo-eutectic point pE is arranged. Using optical
  • FIGS. 31 and 32 Microscopic recordings show an associated microstructure in FIGS. 31 and 32. A very fine-scale eutectic microstructure can be seen, which is at the limit of a light microscopic resolution. A relatively large proportion of primary solidification can be seen here. It is therefore advantageous for high strength and formability if an alloy composition is even closer to pseudoeutectic point pE or closer to the monovariant line or
  • Liquidus limit line is chosen.
  • Fig. 33 shows a yield stress diagram as results of dilatometric
  • Test series of alloy example 17 again showing a yield stress, in MPa, as a function of the degree of deformation. It can be seen that high strengths or yield stresses are achieved, which, however, in view of the pronounced proportion of primary solidification visible in the microscope images, can be further improved by choosing an alloy composition closer to the pseudo-eutectic point pE.
  • flow curves of the alloy example 17 are shown immediately after a production of the alloy example 17 (as-cast), denoted by the reference symbol 17-1, as well as flow curves of the
  • Alloy example 17 after the heat treatment has been carried out identified by reference symbol 17-2.
  • samples of alloy example 17 were used
  • Heat treatment for strength and formability which gives the potential to further optimize strength and formability by means of heat treatment.
  • alloy systems Al-Cu-Mg-Zn and Al-Mg-Si-Zn are considered.
  • Table 5 Alloy example from the Al-Cu-Mg-Zn alloy system.
  • 35 shows a flow stress diagram as a result of dilatometric
  • alloy example 18 Shown are flow curves before heat treatment carried out, denoted by reference number 18-1, and flow curves after carried out heat treatment, denoted by reference number 18-2, again showing a yield stress, in MPa, as a function of the degree of deformation. It can be seen that the alloy example 18 has a very high strength with a simultaneous elongation at break, with deformability by means of
  • Heat treatment is variable.
  • alloy example 19 located at the pseudo-eutectic point pE was examined by means of simulation.
  • the alloy composition is given in Table 6 as alloy example 19 and corresponds to reference symbol 19.
  • Table 6 Alloy example from the Al-Mg-Si-Zn alloy system.
  • FIG. 35 shows a representation of the solid fraction determined by means of the Scheil-Gulliver solidification calculation as a function of the temperature.
  • the equilibrium and Scheil-Gulliver solidification curves shown show an alloy system which shows binary eutectic solidification with four components or elements. Accordingly, there is again an increase in the thermodynamic degree of freedom from 1 to 3.
  • the Scheil-Gulliver calculation in FIG. 37 shows a very small proportion of primary solidification in the form of a mixed crystal with a proportion of less than 3 mol% or at% and also a virtually non-existent residual solidification.
  • An alloy according to the invention with more than three components with a eutectic structure produced by cooling from the liquid state to the solid state is therefore advantageous with a finely structured eutectic structure
  • the alloy in particular with a fine structure in the nanometer range, can be formed which has a forms dominant or substantial phase portion or structural portion in the alloy when an alloy composition of the alloy is arranged in the phase diagram in the area of or around a pseudo-eutectic point.
  • the alloy can be formed with advantageously high strength and pronounced formability. This is particularly true if there is very little primary solidification and / or residual solidification. In particular, it is favorable for this if the primary solidification is formed with or from a mixed crystal, in particular not with or from an intermetallic phase, or the alloy composition is selected in a corresponding area in the phase diagram.
  • An alloy formed in this way thus offers the potential for robust and resistant components, in particular
  • Construction elements in particular for a purpose in the
  • Automotive, aircraft and / or space industries are preferred.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine Legierung, insbesondere Leichtmetalllegierung, aufweisend eine Legierungszusammensetzung mit mindestens drei Komponenten und ein eutektisches Gefüge, welches durch Abkühlen aus einem flüssigen Zustand in einen festen Zustand der Legierung erhalten ist, mit der Maßgabe, dass eine Zusammensetzung der Legierung in einem Gebiet um einen pseudoeutektischen Punkt (pE) eines Phasendiagrammes der Legierung liegt, sodass in der Legierung mindestens 85 Mol-% eutektisches Gefüge vorliegt. Des Weiteren betrifft die Legierung ein Verfahren zur Herstellung einer solchen Legierung.

Description

Legierung mit feinskaligem eutektischen, insbesondere nanoeutektischem, Gefüge und Herstellung derselben
Die Erfindung betrifft eine Legierung, insbesondere Leichtmetalllegierung, aufweisend eine Legierungszusammensetzung mit mindestens drei Komponenten und ein
eutektisches Gefüge, welches durch Abkühlen aus einem flüssigen Zustand in einen festen Zustand der Legierung erhalten ist.
Weiter betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung, insbesondere einer Leichtmetalllegierung, mit einem eutektischen Gefüge, wobei die Legierung eine Legierungszusammensetzung mit mindestens drei Komponenten aufweist und wobei die Legierung zur Bildung des eutektischen Gefüges ausgehend von einem flüssigen Zustand in einen festen Zustand der Legierung abgekühlt wird.
Es ist bekannt, dass es vorteilhaft sein kann, wenn ein Anteil eines Gefüges einer Legierung mit einem eutektischen Gefüge ausgebildet wird, um Gießeigenschaften oder Festigkeitseigenschaften einer Legierung zu beeinflussen. Als technische
Anwendungslegierungen werden häufig binäre Gusslegierungen, also Legierungen mit zwei Komponenten, welche eutektische Gefügestrukturen aufweisen, eingesetzt. Diese zeichnen sich in der Regel durch einen eutektischen Punkt in deren Phasendiagramm aus, an welchem eine Flüssigphase der Legierung sowie zwei Festphasen der Legierung miteinander im thermodynamischen Gleichgeweicht stehen bzw. bei einem Abkühlen der Legierung aus der Flüssigphase ein direkter Übergang von einem flüssigen Zustand in einen festen Zustand stattfindet, wobei ein eutektisches Gefüge gebildet wird. Gemäß Gibbsscher Phasenregel für Feststoffe mit konstantem Druck f = N - P +1 mit einer Anzahl von thermodynamischen Freiheitsgraden f, einer Anzahl von Komponenten N und einer Anzahl von Gleichgewichtsphasen P entspricht dies einer Anzahl von
Freiheitsgraden f = 0. Der direkte Übergang von flüssiger Phase zu festen Phasen führt dabei häufig zu einer Bildung eines feinen und lamellenartigen Gefüges.
Auch in Bezug auf ternäre Legierungssysteme sind in analoger Weise Versuche bekannt geworden, Legierungen mit Zusammensetzungen nahe an einem ternären eutektischen Punkt zu bilden, um mit einer Ausbildung eines eutektisches Gefüges
Festigkeitseigenschaften zu verbessern. Gemäß Gibbsscher Phasenregel f = N - P +1 entspricht dies in analoger Weise mit drei Komponenten und vier Phasen ebenfalls einem Freiheitsgrad von f = 0. Zur Bildung solcher Legierungen sind jedoch in der Regel hohe Abkühlraten erforderlich, um ein eutektisches Gefüge mit ausgeprägter Feinheit bei anwendungsnutzbaren Legierungsmengen zu erzeugen und ist häufig eine abgestimmte zusätzliche Kombination mit weiteren Elementen zur Ausscheidungshärtung erforderlich, um eine Festigkeit der Legierung deutlich zu erhöhen. Meist wird hierzu mit Abkühlraten in einem Bereich von 50 K/s bis 200 K/s gearbeitet. Insbesondere das Erfordernis hoher Abkühlraten beschränkt jedoch eine technische Nutzbarkeit derartiger Legierungen auf kleinskalige Bauteile.
Hier setzt die Erfindung an. Aufgabe der Erfindung ist es, eine Legierung mit mindestens drei Komponenten anzugeben, welche hohe Festigkeit und gute Umformbarkeit aufweist.
Weiter ist es ein Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung einer solchen Legierung anzugeben.
Die Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst, wenn bei einer Legierung der eingangs genannten Art das eutektische Gefüge mit der Maßgabe erhalten ist, dass eine
Zusammensetzung der Legierung in einem Gebiet um einen pseudoeutektischen Punkt eines Phasendiagrammes der Legierung liegt, sodass in der Legierung mindestens 85 Mol-% bzw. At.-% eutektisches Gefüge vorliegen.
Grundlage der Erfindung ist die Erkenntnis, dass sich bei einer Zusammensetzung einer Legierung mit zumindest drei Komponenten bzw. Elementen, welche im Phasendiagramm der Legierung an einem bzw. in der Nähe eines pseudoeutektischen Punktes liegt, ein besonders feinskaliges bzw. feinstrukturiertes eutektisches Gefüge ausbildbar ist, welches im Besonderen eine feinere eutektische Struktur aufweisen kann als eine Legierung mit einer gewählten Zusammensetzung, welche im Phasendiagramm am„gewöhnlichen“ eutektischen Punkt liegt. Im Besonderen können auf diese Weise charakteristische Strukturabstände des eutektischen Gefüges im niedrigen Mikrometerbereich und insbesondere Nanometer-Bereich umgesetzt werden, auch als nanoeutektisches Gefüge bezeichnet. Darüber hinaus hat sich gezeigt, dass das dabei gebildete eutektische Gefüge in der Regel eine Wesentliche bzw. dominante Gefügestruktur darstellt und insbesondere in der Nähe bzw. einem Gebiet um einen, insbesondere am, eutektischen Punkt häufig nur eine geringe oder vernachlässigbar kleine oder gar keine Primärerstarrungsphase und/oder Resterstarrungsphase auftritt. Diese Kombination von außergewöhnlich feiner Gefügestruktur des eutektischen Gefüges und dessen
dominanten Vorhandenseins in der Legierung ermöglicht eine Ausbildung der Legierung mit sowohl hoher Festigkeit, insbesondere Druckfestigkeit, als auch ausgeprägte
Umformbarkeit. Der pseudoeutektische Punkt wird in Darstellungen üblicherweise mit„e“ oder„pE“ abgekürzt und der eutektische Punkt mit„E“ abgekürzt bezeichnet.
In einem ternären Phasendiagramm korrespondieren fachwissentlich die aus dem binären Phasendiagramm bekannte Liquiduslinie und Soliduslinie üblicherweise jeweils zu gekrümmten Oberflächen und binäre Phasenflächen korrespondieren zu Phasenvolumen. Die Schnittlinien von Liquidusflächen bilden im ternären Phasendiagramm üblicherweise eutektische Rinnen, auch als Liquidusgrenzlinien bzw. monovariante Linien bezeichnet, welche in einen ternären eutektischen Punkt des Phasendiagrammes münden. Der pseudoeutektische Punkt stellt dabei einen Punkt auf der Liquidusgrenzlinie dar, welcher einen Sattelpunkt bildet, also ein lokales Extremum entlang der Liquidusgrenzlinie sowie ein Minimum perpendikulär dazu - in Bezug auf die begrenzenden Einphasengebiete - darstellt.
Manchmal werden in Darstellungen von zwei-komponentigen Randsystemen bzw.
Gehaltsschnitten von, insbesondere ternären, Phasendiagrammen auch binäre Eutektika uneinheitlich als pseudoeutektische Punkte bezeichnet. Eine solche begriffliche
Bezeichnung ist jedoch nicht im Sinne des vorliegenden Konzeptes und explizit nicht mit der Nomenklatur pseudoeutektischer Punkt in diesem Dokument gemeint bzw. bezeichnet bzw. von dieser umfasst. Im Besonderen ist der pseudoeutektische Punkt dadurch charakterisiert, dass dessen Existenz eine Zugabe bzw. ein Vorhandensein zumindest einer dritten Komponente bzw. eines dritten Elementes erfordert.
In Bezug auf die Gibbssche Phasenregel stellt der pseudoeutektische Punkt pE im ternären Legierungssystem ein lokales Extremum entlang der Liquidusgrenzlinie dar, welcher gegenüber dem ternären Eutektikum E eine um 1 erhöhte Anzahl von
Freiheitsgraden und gegenüber einer einphasigen Erstarrung MK eine um 1 reduzierte Anzahl von Freiheitsgraden aufweist. Mit der Gibbsschen Phasenregel f = N - P +1 mit einer Anzahl von thermodynamischen Freiheitsgraden f, einer Anzahl von Komponenten N und einer Anzahl von Gleichgewichtsphasen P entspricht dies:
Figure imgf000006_0001
/(M/O = 3— 2 + 1 = 2
Dieser höhere Freiheitsgrad von 1 am pseudoeutektischen Punkt pE gegenüber dem Freiheitsgrad von 0 des ternären eutektischen Punktes E wird als Ursache für die
Ausbildung der, häufig um bis zu mehrere Größenordnungen, feineren eutektischen Gefügestruktur im Bereich des pseudoeutektischen Punktes im Vergleich zur am eutektischen Punkt gebildeten Gefügestruktur angesehen.
Bei einer Legierung mit vier Komponenten korrespondiert die Liquidusgrenzlinie entsprechend zu einer zweidimensionalen Fläche und der pseudoeutektische Punkt zu einer pseudoeutektischen Linie. Für entsprechend höherkomponentige Legierungen mit mehr als vier Komponenten steigt eine Dimensionalität von entsprechenden
Zustandsbereichen in analoger Weise an. In Rahmen dieses Dokumentes soll deshalb die Bezeichung pseudoeutektischer Punkt im Besonderen als generischer Begriff verstanden werden, welcher sowohl einen pseudoeutektischen Punkt in einem Phasendiagramm einer ternären Legierung als auch eine dazu korrespondierende pseudoeutektische Linie in einem Phasendiagramm einer Legierung mit vier Komponenten bzw. einen dazu korrespondierenden pseudoeutektischen mehrdimensionalen Bereich in einem
Phasendiagramm einer Legierung mit mehr als vier Komponenten bezeichnet. Es wird somit in diesem Zusammenhang im Besonderen die Bezeichung pseudoeutektischer Punkt und pseudoeutektischer Bereich synonymial verwendet. Es versteht sich, dass dabei ein pseudoeutektischer Punkt eines ternären Legierungssystems eine spezielle Ausführungsvariante darstellt.
Entsprechend dieser Erklärung, insbesondere für das ternäre Legierungssystem, gilt somit für einen pseudoeutektischen Punkt eines Phasendiagrammes einer ternären Legierung bzw. für einen pseudoeutektischen Punkt, insbesondere einer
pseudoeutektischen Line bzw. einen pseudoeutektischen Bereich, eines
Phasendiagrammes mit mehr als drei Komponenten gemäß Gibbsscher Phasenregel: /(£) < f(pE ) < /(M/0,
also:
0 < f(pE) < N - 1.
Die Legierungszusammensetzung am pseudoeutektischen Punkt bzw. der
pseudoeutektische Punkt des Phasendiagrammes der Legierung mit zumindest drei Komponenten N charakterisiert sich somit im Besonderen, indem gemäß Gibbsscher Phasenregel die Anzahl der Freiheitsgrade f zwischen 0 und N-1 liegt.
Es hat sich gezeigt, dass es für sowohl hohe Festigkeit als auch ausgeprägte
Umformbarkeit der Legierung ausreichend ist, wenn die Legierungszusammensetzung in der Nähe bzw. in einem Gebiet um den, insbesondere am, pseudoeutektischen Punkt bzw. den durch diesen darstellenden Sattelpunkt liegt, sodass in der Legierung mindestens 85 Mol-% bzw. At.-% (angegeben in Mol-Prozent bzw. Atomprozent) eutektisches Gefüge vorliegt. Bevorzugt ist es, wenn in der Legierung mindestens 90 Mol-% bzw. At.-%, besonders bevorzugt mindestens 95 Mol-% bzw. At.-%, eutektisches Gefüge vorliegt. Dadurch können die vorteilhaften Eigenschaften von hoher Festigkeit bei gleichzeitig guter Umformbarkeit besonders stark ausgeprägt werden.
Häufig können dabei im Speziellen bis zu 98 Mol-% bzw. At.-% erreicht werden, sodass die mechanischen Eigenschaften der Legierung praktisch nur noch durch die eutektische Gefügestruktur bestimmt werden. Das eutektische Gefüge bildet sich üblicherweise bei einer Flüssig-Fest-Phasenumwandlung bzw. bei einem Erstarren der Legierung.
Hohe Festigkeit und ausgeprägte Umformbarkeit der Legierung sind sowohl erreichbar, wenn die Legierung eine ternäre Legierung ist, als auch, wenn die Legierung vier Komponenten oder zumindest fünf Komponenten aufweist. Insbesondere kann die Legierung eine Vielzahl an Komponenten aufweisen, je nach Anwendungszielsetzung beispielsweise in Form von weiteren hinzugefügten Komponenten zur Mischkristallhärtung und/oder Ausscheidungshärtung. Besonders einfach und praktikabel ist die Legierung mit hoher Festigkeit und Umformbarkeit ausbildbar, wenn die Legierung eine ternäre
Legierung oder quaternäre Legierung ist.
Das eutektische Gefüge weist in der Regel durchschnittliche charakteristische
Strukturabstände bzw. einen durchschnittlichen Abstand deren Phasenanteile, insbesondere Lamellen, von kleiner als 3 pm auf. Eine besonders ausgeprägte Festigkeit und Umformbarkeit ist erreichbar, wenn der durchschnittliche Abstand dabei kleiner als 2 pm, insbesondere kleiner als 1 pm, ist. Dies ist beispielsweise erreichbar, wenn die Legierungszusammensetzung der Legierung in größerer Nähe an der stöchiometrischen Zusammensetzung des pseudoeutektischen Punktes gewählt wird. Besonders hohe Festigkeiten sind dabei erreichbar, wenn der durchschnittliche Abstand kleiner als
800 nm, insbesondere kleiner als 600 nm, ist. Zusätzlich oder alternativ kann der durchschnittliche Abstand der Phasenanteile durch Variieren einer Abkühlgeschwindigkeit der Legierung beim Erstarren der Legierung beeinflusst werden.
Von Vorteil ist es, wenn die Legierung eine Resterstarrung mit einem Anteil von maximal 5 Mol-% bzw. At.-%, bevorzugt maximal 3 Mol-% bzw. At.-%, insbesondere bevorzugt maximal 2 Mol-% bzw. At.-%, aufweist. Dadurch werden die durch das eutektische Gefüge vorteilhaft erreichten vorgenannten Eigenschaften nur unwesentlich bzw. nicht von dem Anteil der Resterstarrung beeinflusst. Der Resterstarrungsanteil kann durch Wahl der Legierungszusammensetzung in größerer Nähe an der stöchiometrischen Zusammensetzung des pseudoeutektischen Punktes eingestellt werden. Resterstarrung bezeichnet üblicherweise jenen Gefügestrukturanteil, in welchen ein Restanteil flüssiger Phase nach Bildung des eutektischen Gefüges in Form eines nicht mehr eutektischen Gefüges erstarrt bzw. sich am Ende der eutektischen Erstarrung die Anzahl bzw. Art der bildenden Phase ändert. Der Anteil von Resterstarrung stellt üblicherweise einen die durch das gebildete eutektische Gefügte bewirkten Eigenschaften beeinträchtigenden Faktor dar, weshalb es günstig ist, wenn die Resterstarrung möglichst klein gehalten ist. Günstig hierzu ist es insbesondere, wenn die Resterstarrung nicht netzwerkartig bzw. mit einer Form einer Netzwerkstruktur ausgebildet, sondern bevorzugt, soweit vorhanden, in Form von voneinander separierten Inseln bzw. Einheiten, ausgebildet ist. In der Regel ist die Resterstarrung mit einem Anteil von zumindest 1 Mol-% bzw. At.-% ausgebildet, kann aber vorzugsweise auch geringer sein.
Zweckmäßig für eine ausgeprägte Festigkeit und Umformbarkeit ist es, wenn die
Legierung eine Primärerstarrung mit einem Anteil kleiner als 10 Mol-% bzw. At.-%, insbesondere kleiner als 5 Mol-% bzw. At.-%, bevorzugt kleiner als 3 Mol-% bzw. At.-%, aufweist. Dies ermöglicht eine sehr dominante Ausbildung des eutektischen Gefüges bzw. eine Ausbildung des eutektischen Gefüges mit hohem Gefügeanteil mit entsprechend vorteilhaft zu erreichenden vorgenannten Eigenschaften. Die Primärerstarrung, welche jenen Teil der erstarrten Gefügestruktur bezeichnet, welcher unmittelbar vor Bildung des eutektischen Gefüges nicht in Form eines eutektischen Gefüges erstarrt, ist zwar in Bezug auf eine Beeinträchtigung der mit Ausbildung des eutektischen Gefüges zu erzielenden Eigenschaften weniger relevant als vorgenannte Resterstarrung, sollte jedoch ebenfalls bevorzugt möglichst klein gehalten werden. In der Regel ist die Primärerstarrung mit einem Anteil von zumindest 1 Mol-% bzw. At.-% ausgebildet, kann aber vorzugsweise auch geringer sein.
Für eine Ausbildung von hoher Festigkeit und besonders ausgeprägter Umformbarkeit ist es günstig, wenn die Primärerstarrung mit bzw. aus einer Mischkristallphase und insbesondere nicht mit bzw. nicht aus intermetallischer Phase gebildet ist. Dies scheint ein Legierungssysteme übergreifendes vorteilhaftes Kriterium zu sein, um besonders anwendungsfreundliche Festigkeits- und Umformbarkeitseigenschaften zu erreichen.
Der Anteil von vorgenannter Resterstarrung und/oder Primärerstarrung kann in
fachüblicher Weise mit einer thermodynamischen Berechnung gemäß Scheil-Gulliver kontrolliert bzw. vorherbestimmt werden. Die Scheil-Gulliver-Berechnung bzw. -Gleichung, manchmal auch nur Scheil-Berechnung bzw. -Gleichung genannt, beschreibt eine
Verteilung eines Legierungsanteiles in einer Legierung während einer Erstarrung, wobei in der Regel ein lokales Gleichgewicht an einer fortschreitenden Erstarrungsfront sowie eine vernachlässigte Diffusion in fester Phase angenommen wird. Eine solche Berechnung stellt ein fachübliches Werkzeug bzw. Lehrbuchwissen im Bereich der Metallurgie dar, welche dem Fachmann als bekannt vorausgesetzt wird. Beispielsweise veranschaulicht im Lehrbuch„Solidification“ von J. A. Dantzig et al., (ISBN: 978-2-940222-17-9).
Günstig ist es, wenn die Legierung eine Dichte kleiner als 8,0 g/cm3, insbesondere kleiner als 7,5 g/cm3, bevorzugt kleiner als 6 g/cm3, aufweist. Dadurch kann die Legierung in Bezug auf eine Anwendung, insbesondere als Strukturbauteil, ein besonders vorteilhaftes Festigkeits-Gewichts-Verhältnis aufweisen. Im Besonderen ist es günstig, wenn die Legierung als Leichtmetalllegierung ausgebildet ist. Dadurch ist eine besonders hohe Anwendungseignung der Legierung erreichbar. Vorteilhaft ist es, wenn die Legierung hierzu weniger als 5,0 g/cm3, insbesondere weniger als 3,0 g/cm3, aufweist. Für einen praktikablen Einsatz als Anwendungsmaterial, ist es günstig, wenn die
Legierung eine Magnesiumbasislegierung, Aluminiumbasislegierung,
Lithiumbasislegierung oder Titanbasislegierung ist.
Von Vorteil ist es, wenn die Legierung eine Gusslegierung ist. Dies ermöglicht eine besonders praktikable Herstellung, insbesondere von Strukturbauteilen mit insbesondere vorgenannten Eigenschaften.
Es hat sich bewährt, wenn die Legierung eine Al-Mg-Legierung ist. Je nach konkretem Einsatzzweck kann die Legierung weitere Legierungskomponenten aufweisen. Auf diese Weise sind besonders praxisrelevante Anwendungsbauteile, insbesondere
Strukturbauteile, mit bzw. aus der Legierung herstellbar. Besonders günstig ist es hierbei, wenn die Legierung eine Al-Mg-Si-Legierung ist. Mit Vorteil kann die Legierung außerdem Zink (Zn), insbesondere mit einem Anteil von mehr als 0,01 Gew.-%, üblicherweise mehr als 1 Gew.-%, aufweisen. Dadurch kann eine Druckfestigkeit der Legierung optimiert werden. Meist weist die Legierung dabei weniger als 15 Gew.-%, insbesondere weniger als 10 Gew.-%, bevorzugt zwischen 1 ,0 Gew.-% und 5,0 Gew.-%, besonders bevorzugt etwa 3,0 Gew.-%, Zink auf.
Eine hohe Anwendungseignung, für welche sowohl Festigkeit als auch ausgeprägte Umformbarkeit besonders vorteilhaft ist, ist erreichbar, wenn die Legierung eine Al-Cu-Li- Legierung, Al-Cu-Mg-Legierung, Mg-Li-Al-Legierung, Mg-Cu-Zn-Legierung, Al-Cu-Mg-Zn- Legierung oder Al-Mg-Si-Zn-Legierung ist.
Eine Legierung mit hoher Anwendungseignung, insbesondere in Form eines
Strukturbauteiles, welche besonders hohe Festigkeit und Umformbarkeit zeigt, ist erreichbar, wenn die Legierung eine Magnesiumbasislegierung ist, aufweisend, insbesondere bestehend aus, (in At.-%)
15,0 % bis 70,0 % Lithium,
mehr als 0,0 %, insbesondere mehr als 0,01 %, bevorzugt mehr als 0,05 %, Aluminium,
Rest Magnesium und herstellungsbedingte Verunreinigungen,
wobei ein Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in At.-%) 1 :6 bis 4:6 beträgt
Eine solche Mg-Li-Al-Legierung weist eine Legierungszusammensetzung in einem Gebiet um bzw. in der Nähe bzw. an einer Legierungszusammensetzung eines pseudoeutektischen Punktes im Mg-Li-Al-Phasendiagramm dar, sodass eine
feinstrukturierte bzw. mikroskalige eutektische Gefügestruktur erreichbar ist. Die feinskalige Gefügestruktur ist mit einer hohen Festigkeit, insbesondere einer hohen Druckfestigkeit verbunden, wobei gleichzeitig eine gute Umformbarkeit der
Magnesiumlegierung bei entsprechenden vorgenannten Anteilen von Lithium in der Magnesiumlegierung gegeben ist. Orientierungszusammensetzung bzw.
Orientierungslinie im Phasendiagramm ist dabei im Besonderen ein Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in Atomprozent, abgekürzt mit At.-%) von ca. 3:6, da sich bei diesem Verhältnis eine besonders homogene feinskalige bzw. homogene feine lamellare Gefügestruktur bzw. Morphologie findet. In einem Bereich um dieses Verhältnis, vor allem bei einem Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in At.-%) von 1 :6 bis 4:6, findet sich die feine, insbesondere feine lamellare, Gefügestruktur bzw. Morphologie weiterhin mit unterschiedlich starker Ausprägung, was in der Regel entsprechend mit unterschiedlichen Ausprägungen einer Höhe einer Festigkeit, insbesondere einer Höhe einer
Druckfestigkeit, sowie Umformbarkeit bzw. Duktilität der Magnesiumlegierung verbunden ist. Aufgrund dieses besonderen morphologischen Verhaltens im angegebenen
Zusammensetzungsbereich ist damit eine Bildung einer Magnesiumlegierung ermöglicht, welche sowohl eine hohe Festigkeit, insbesondere Druckfestigkeit, als auch eine gute Umformbarkeit aufweist. Diese Magnesiumlegierung sowie ein Verfahren zu deren Herstellung sowie eine Umsetzung als Vormaterial, Halbzeug oder Bauteil sowie spezielle Ausführungsvarianten dieser wurden im Rahmen der europäischen Patentanmeldung mit der Anmeldenummer 19184999.1 sowie außerdem im Rahmen der internationalen Anmeldung mit dem internationalen Aktenzeichen PCT/EP2020/058280 beim
Europäischen Patentamt eingereicht bzw. offenbart, deren Offenbarungen hiermit vollinhaltlich in die Offenbarung dieses Dokumentes einbezogen sind. Dies gilt besonders, wenn wie in diesen Anmeldungen dargelegt, die Mg-Al-Li-Legierung (in At.-%) 30,0 % bis 60,0 %, insbesondere 40 % bis 50 %, bevorzugt 45 % bis 50 %, besonders bevorzugt 45 % bis 48 %, Lithium aufweist. Vorteilhaft ist es weiter, wenn die Mg-Al-Li-Legierung (in At.- %) mehr als 0,05 %, insbesondere mehr als 0,1 %, in der Regel mehr als 1 % Aluminium aufweist. Dabei hat sich gezeigt, dass die Mg-Al-Li-Legierung mit einer, insbesondere lamellaren, Gefügestruktur mit hoher Feinheit ausbildbar ist, wenn das Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in At.-%) 1 ,2:6 bis 4:6, insbesondere 1 ,4:6 bis 4:6, bevorzugt 1 ,5:6 bis 4:6, beträgt. Günstig für eine ausgeprägte Feinheit bzw. feine, insbesondere lamellare, Gefügestruktur ist es, wenn das Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in At.-%) 1 ,8:6 bis 3,5:6, insbesondere 2:6 bis 3,5:6, bevorzugt 2,5:6 bis 3,5:6, beträgt. Dadurch ist eine besonders hohe Festigkeit, insbesondere Druckfestigkeit, erreichbar. Dies gilt besonders bei einem Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in At.-%) von 2,8:6 bis 3,3:6, vorzugsweise etwa 3:6, bei welchem eine sehr homogene feine
Morphologie bzw. Gefügestruktur erhältlich ist. Vorteilhaft ist es hierzu insbesondere, wenn die Magnesiumlegierung (in At. %) 30,0 % bis 60,0 % Lithium und ein Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in At.-%) von 2,5:6 bis 3,5:6, insbesondere 2,8:6 bis 3,3:6, vorzugsweise etwa 3:6, beträgt. In diesem Zusammenhang darf insbesondere auf die Fig. 1 der vorgenannten Anmeldungsschriften verwiesen werden, in welcher eine entsprechende Anordnung in einem Mg-Li-Al-Phasendiagramm schematisch dargestellt ist, und deren Offenbarung sowie zugehörige Beschreibung entsprechend ebenfalls als Teil dieses Dokumentes anzusehen sind. Eine besonders ausgeprägte Homogenität ist zudem erreichbar, wenn die Magnesiumlegierung (in At. %) dabei 40,0 % bis 60,0 % Lithium aufweist. Wie in vorgenannten Anmeldungen dargelegt und entsprechend in die vorliegende Offenbarung mit aufgenommen, können die Eigenschaften der Mg-Al-Li- Legierung weiter optimiert werden, wenn zudem Anteile von Calcium, Seltenerdmetalle, insbesondere Yttrium, Zink und/oder Silizium entsprechend vorgenannten Anmeldungen mit entsprechenden in vorgenannten Anmeldungen angegebenen Gehaltsbereichen vorhanden sind. Beispielsweise kann eine solche Legierung als Mg-20%Li-15%AI-1%Ca- 0,5%Y (in Gew.-%) oder Mg-20%Li-24%AI-1%Ca-0,5%Y (in Gew.-%) ausgebildet sein.
Das weitere Ziel der Erfindung wird durch ein Verfahren der eingangs genannten Art mit einer Maßgabe erreicht, dass die Zusammensetzung in einem Gebiet um einen pseudoeutektischen Punkt eines Phasendiagrammes der Legierung liegend bereitgestellt wird, sodass sich beim Abkühlen in die feste Phase bzw. bei einem Erstarren der Legierung das eutektische Gefüge mit einem Anteil von mindestens 85 Mol-% bzw. At.-% ausbildet. We vorgenannt dargestellt, kann dadurch die Legierung mit hoher Festigkeit und ausgeprägter Umformbarkeit ausgebildet werden. Durch die Wahl der
Legierungszusammensetzung in einem Gebiet um den pseudoeutektischen Punkt findet beim Abkühlen der Legierung vom flüssigen in den festen Zustand bzw. beim Flüssig- Fest-Übergang eine eutektische Phasenreaktion bzw. Phasenumwandlung statt, welche die eutektische Gefügestruktur mit besonders hoher Feinheit bzw. Feinstrukturierung als wesentlichen Gefügestrukturanteil der Legierung ausbildet. Es versteht sich, dass das erfindungsgemäße Verfahren entsprechend bzw. analog den Merkmalen, Vorteilen, Umsetzungen und Wirkungen, welche im Rahmen einer
erfindungsgemäßen Legierung, insbesondere vorstehend, beschrieben sind, ausgebildet sein kann. Analoges gilt auch für die erfindungsgemäße Legierung im Hinblick auf ein erfindungsgemäßes Verfahren.
Mit Vorteil ist ein Vormaterial, Halbzeug oder Bauteil mit, insbesondere aus, einer erfindungsgemäßen Legierung oder erhältlich nach einem erfindungsgemäßen Verfahren zur Herstellung einer erfindungsgemäßen Legierung umgesetzt. Entsprechend den vorstehenden Ausführungen, Merkmalen und Wrkungen der erfindungsgemäßen
Legierung bzw. einer mit einem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellten Legierung weist auch ein mit einer Legierung gebildetes Vormaterial, Halbzeug oder Bauteil eine vorteilhaft hohe Festigkeit und gute Umformbarkeit auf. Weitere Merkmale, Vorteile und Wrkungen ergeben sich aus den nachfolgend
dargestellten Ausführungsbeispielen. In den Zeichnungen, auf welche dabei Bezug genommen wird, zeigen:
Fig. 1 und Fig. 2 Phasendiagramm-Darstellungen eines Al-Mg-Si-Systems, in welcher Legierungszusammensetzungen von Legierungsbeispielen angegeben sind;
Fig. 3 bis Fig. 12 optische Mikroskopieaufnahmen von Legierungsbeispielen der Fig. 1 bzw. Fig. 2;
Fig. 13 bis Fig. 20 Fließspannungsdiagramme von Legierungsbeispielen der Fig. 1 bis Fig. 12;
Fig. 21 eine Phasendiagramm-Darstellung eines Al-Cu-Mg-Systems mit eingezeichneter Legierungszusammensetzung eines Legierungsbeispiels;
Fig. 22 optische Mikroskopieaufnahmen des Legierungsbeispiels der Fig. 21 ;
Fig. 23 ein Fließspannungsdiagramm des Legierungsbeispiels der Fig. 21 bzw. Fig. 22; Fig. 24 eine Phasendiagramm-Darstellung eines Mg-Al-Li-Systems, in welcher
Legierungszusammensetzungen von Legierungsbeispielen angegeben sind;
Fig. 25 und Fig. 27 optische Mikroskopieaufnahmen von Legierungsbeispielen der Fig. 24; Fig. 28 und Fig. 29 Fließspannungsdiagramme von Legierungsbeispielen der Fig. 24 bis Fig. 27; Fig. 30 eine Phasendiagramm-Darstellung eines Mg-Cu-Zn-Systems mit eingezeichneter Legierungszusammensetzung eines Legierungsbeispiels;
Fig. 31 und Fig. 32 optische Mikroskopieaufnahmen des Legierungsbeispieles der Fig. 30; Fig. 33 ein Fließspannungsdiagramm des Legierungsbeispiels der Fig. 30 bis Fig. 32; Fig. 34 Elektronenmikroskopieaufnahmen eines Legierungsbeispiels eines Al-Cu-Mg-Zn- Systems;
Fig. 35 ein Fließspannungsdiagramm des Legierungsbeispiels der Fig. 34;
Fig. 36 ein Phasenanteilsdiagramm eines Legierungsbeispiels eines Al-Mg-Si-Zn- Systems;
Fig. 37 ein Festanteilsdiagramm einer Scheil-Gulliver-Berechnung des
Legierungsbeispiels der Fig. 36.
Im Rahmen einer Entwicklung der erfindungsgemäßen Legierung wurden
Versuchsreichen mit unterschiedlichen Legierungszusammensetzungen von
unterschiedlichen Legierungssystemen durchgeführt. Dabei wurden jeweils Legierungen mit einer Legierungszusammensetzung im Gebiet eines bzw. um einen
pseudoeutektischen Punkt eines jeweiligen zugehörigen Phasendiagrammes gewählt und durch Abkühlen der Legierung von einem flüssigen Zustand in einen festen Zustand ein eutektisches Gefüge gebildet. Die Gefügestruktur wurde anschließend mittels Mikroskopie untersucht. Außerdem wurden diverse dilatometrische Versuchsreihen bzw.
Druckversuche, standardmäßig bei Raumtemperatur, etwa 20°C, durchgeführt, wobei als Ergebnis Fließkurven ermittelt wurden, welche eine Fließspannung, in MPa, als Funktion eines Verformungsgrades, dargestellt als Anteil einer Längenänderung AL relativ zu einer
Ausgangslänge L0, also—, und entsprechend dimensionslos, darstellen.
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Im Folgenden werden repräsentativ Versuchsergebnisse für Legierungsbeispiele aus den Legierungssystemen Al-Mg-Si, Al-Cu-Mg, Mg-Li-Al, Mg-Cu-Zn, Al-Cu-Mg-Zn und Al-Mg- Si-Zn gezeigt, um das vorgenannte Konzept auf breiter Basis zu verdeutlichen. Al-Mg-Si-System:
Fig. 1 und Fig. 2 zeigen Darstellungen eines ternären Phasendiagrammes eines Al-Mg-Si- Systems, wobei Fig. 2 eine Ausschnittsdarstellung des Phasendiagrammes ist, um den relevanten Legierungszusammensetzungsbereich detailliert darzustellen. Es wurden zehn Legierungsbeispiele des Al-Mg-Si-Systems hergestellt und untersucht. Die Legierungszusammensetzungen der Legierungsbeispiele des Al-Mg-Si-Systems sind in Tabelle 1 als Legierungsbeispiel 1 bis Legierungsbeispiel 10 jeweils in Gewichtsprozent und Atomprozent angegeben und korrespondieren zu den Bezugszeichen 1 bis 10, welche insbesondere im Phasendiagramm der Fig. 1 bzw. Fig. 2 die jeweilige
Legierungszusammensetzung bezeichnen.
Tabelle 1 : Zehn Legierungsbeispiele aus dem Al-Mg-Si-Legierungssystem.
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Wie im Phasendiagramm der Fig. 1 bzw. Fig. 2 ersichtlich weisen die Legierungsbeispiele 8 bis 10 jeweils Zusammensetzungen auf, welche in einem Gebiet um einen
pseudoeutektischen Punkt pE angeordnet sind, wobei die Legierungsbeispiele 8 und 9 sehr nahe am pseudoeutektischen Punkt und das Legierungsbeispiel 10 in etwas größerer Entfernung zum pseudoeutektischen Punkt pE positioniert sind. Die
Legierungszusammensetzung des Legierungsbeispiels 9 liegt dabei praktisch am pseudoeutektischen Punkt pE. Der pseudoeutektische Punkt pE ist in Fig. 2 mit einer eingezeichneten Referenzlinie verdeutlicht, wobei sich der pseudoeutektische Punkt pE am Schittpunkt der monovarianten Linie in Richtung AhMg2 und der Referenzlinie befindet. Weiter ist in Fig. 2 ersichtlich, dass die Legierungsbeispiele 3 bis 5 in einem Gebiet um einen eutektischen Punkt E des Phasendiagrammes angeordnet sind. Weiter sind als Vergleiche die Legierungsbeispiele 6 und 7 vorgesehen, deren
Zusammensetzungen sich in großer Entfernung zum pseudoeutektischen Punkt pE befinden, ersichtlich in Fig. 2, sowie die Legierungsbeispiele 1 und 2, welche zwar in unmittelbarer Nähe einer Liquidusgrenzlinie, jedoch in größerer Entfernung sowohl zum pseudoeutektischen Punkt pE als auch eutektischen Punkt E positioniert sind, ersichtlich in Fig. 1.
In Fig. 3 bis Fig. 12 sind optische Mikroskopieaufnahmen der Legierungsbeispiele 1 bis 10 dargestellt, um eine jeweilige Gefügestruktur zu veranschaulichen. In Fig. 13 bis Fig. 20 sind Fließspannungsdiagramme als Ergebnisse von dilatometrischen Versuchsreihen der Al-Mg-Si-Legierungsbeispiele dargestellt, welche bei Raumtemperatur, etwa 20°C, durchgeführt wurden. Gezeigt sind Fließspannungskurven, wobei eine Fließspannung, in MPa, als Funktion des Verformungsgrades dargestellt ist. Jedes der
Fließspannungsdiagramme zeigt mehrere Fließspannungskurven von Legierungsproben mit einer Legierungszusammensetzung entsprechend der Legierungszusammensetzung einer der Legierungsbeispiele 1 bis 10. Jedes Fließspannungsdiagramm repräsentiert also eine Legierungszusammensetzung einer der Legierungsbeispiele 1 bis 10.
Wie in Fig. 10 bis Fig. 12 ersichtlich zeigen die Mikroskopieaufnahmen der
Legierungsbeispiele 8 bis 10, welche Legierungszusammensetzungen in der Nähe bzw. einem Gebiet um den pseudoeutektischen Punkt pE aufweisen, ein dominantes feinstrukturiertes bzw. feinskaliges eutektisches Gefüge. Im Vergleich dazu können in Fig. 6 und Fig. 7 Mikroskopieaufnahmen der Legierungsbeispiele 4 und 5, welche eine Legierungszusammensetzungen in der Nähe des eutektischen Punktes E aufweisen, betrachtet werden. Diese zeigen eine Ausprägung eines eutektischen Gefüges, welches im Vergleich zu den Gefügestrukturen der Legierungsbeispiele 8 und 9 eine grobe Struktur aufweist. Vergleicht man diese mit den in Fig. 3 und Fig. 4 dargestellten
Mikroskopieaufnahmen der Legierungsbeispiele 1 und 2, deren
Legierungszusammensetzungen sich in großer Entfernung, jedoch im Bereich einer Liquidusgrenzlinie befinden, ist erkennbar, dass diese eine noch gröbere eutektische Gefügestruktur zeigen. In Fig. 8 und Fig. 9 sind außerdem Mikroskopieaufnahmen der Legierungsbeispiele 6 und 7, welche Legierungszusammensetzungen in einem
Fernbereich des pseudoeutektischen Punktes pE bzw. in großer Entfernung zu diesem aufweisen, gezeigt. Ersichtlich ist, dass zwar bereits ein eutektisches Gefüge vorhanden ist, jedoch mit einer relativ groben Struktur und bedeutend weniger dominant bzw. mit geringerem Anteil. Weiter ersichtlich sind außerdem hohe Anteil von Resterstarrungen, erkennbar in Fig. 8 und Fig. 9 in Form von hellen Kanälen.
Fig. 13 und Fig. 14 zeigen Fließspannungsdiagramme der Legierungsbeispiele 8 und 9, welche Legierungszusammensetzungen in der Nähe bzw. einem Gebiet um den pseudoeutektischen Punkt pE aufweisen. Ersichtlich ist, dass sowohl Legierungsbeispiel 8 als auch Legierungsbeispiel 9 hohe Festigkeit, insbesondere Druckfestigkeit, und ausgeprägte Umformbarkeit mit Fließspannungen zwischen 300 MPa und 400 MPa aufweisen, wobei insbesondere Legierungsbeispiel 8, dargestellt in Fig. 13,
Fließspannungen von bis zu 400 MPa zeigt. Im Vergleich dazu können in Fig. 15 und Fig. 16 Fließspannungsdiagramme der Legierungsbeispiele 4 und 5 betrachtet werden, welche Legierungszusammensetzungen in der Nähe des eutektischen Punktes E aufweisen. Auch die Legierungsbeispiele 4 und 5 zeigen hohe Festigkeit und zumindest einzelprobenabhängig eine hohe Umformbarkeit, wobei Fließspannungen unterhalb jener der Legierungsbeispiele 8 und 9 bei etwa 300 MPa oder in Bezug auf
Legierungsbeispiel 5, dargestellt in Fig. 16, durchwegs darunter liegt. Dieses Ergebnis korreliert mit der Feststellung, dass Legierungsbeispiele mit einer
Legierungszusammensetzung im Gebiet des pseudoeutektischen Punktes pE eine besonders hohe Feinstrukturierung deren eutektischen Gefüges insbesondere auch im Vergleich zum eutektischen Gefüge von Legierungsbeispielen mit
Legierungszusammensetzungen im Gebiet eines eutektischen Punktes E aufweisen, wodurch sich auch die höhere Festigkeit bzw. ausgeprägte Dehnbarkeit von Legierungen im Gebiet des pseudoeutektischen Punktens erklärt. Weiter ist in Fig. 20 ein Fließspannungsdiagramm des Legierungsbeispiels 10, dessen Legierungszusammensetzung in etwas größerer Entfernung vom pseudoeutektischen Punkt pE angeordnet ist, gezeigt. Ersichtlich sind etwas geringerer Fließspannungswerte sowie insbesondere eine höhere Streuung zwischen den einzelnen Messergebnissen. Weiter ist in Fig. 17 und Fig. 18 gezeigt, dass im Vergleich dazu Legierungsbeispiel 1 und Legierungsbeispiel 2 mit Legierungszusammensetzungen im Bereich einer
Liquidusgrenzlinie, jedoch sowohl entfernt von der Legierungszusammensetzung des pseudoeutektischen Punktes pE als auch eutektischen Punktes E, bedeutend schlechtere Festigkeits- und Umformeigenschaften aufweisen. In Fig. 19 ist außerdem ein
Fließspannungsdiagramm korrespondierend zu der Legierungszusammensetzung der Legierungsbeispiele 6 und 7, deren Legierungszusammensetzung in relativ großer Entfernung zu jener des pseudoeutektischen Punktes pE im Phasendiagramm positioniert ist, gezeigt. Die entsprechenden Fließspannungskurven zeigen deutlich verringerte Fließspannungen im Vergleich zu Fließspannungen einer Legierungszusammensetzung näher am pseudoeutektischen Punkt pE, wie etwa jener der in Fig. 13 gezeigten des Legierungsbeispiels 8.
Es ist ersichtlich, dass eine Legierungszusammensetzung in einem Gebiet um einen pseudoeutektischen Punkt pE mit einer feinstrukturierten eutektischen Gefügestruktur bzw. entsprechend hoher Festigkeit und ausgeprägter Umformbarkeit korrespondiert.
In einer detaillierten Betrachtung ist zu sehen, dass das Legierungsbeispiel 8 im
Phasendiagramm der Fig. 2 relativ zur monovarianten Linie bzw. Liquidusgrenzlinie in Richtung AhMg2 oberhalb dieser im Mg2Si-Bereich liegt, weshalb eine Erstarrung bei einem Abkühlen der Legierung aus dem Flüssigen mit insbesondere unerwünschter Bildung von Mg2Si beginnt bzw. eine Primärerstarrung mit einer intermetallischen Phase Mg2Si gebildet wird. Es hat sich gezeigt, dass eine mit einer intermetallischen Phase gebildete Primärerstarrung negative Auswirkungen für eine Ausbildung von sowohl hoher Festigkeit als auch Umformbarkeit hat. Zur Erreichung von besonders vorteilhafter Festigkeit und Umformbarkeit wird deshalb meist angestrebt, eine Primärerstarrung mit bzw. aus intermetallischer Phase möglichst klein zu halten bzw. zu vermeiden. Allerdings ist die Primärerstarrung bei Legierungsbeispiel 8 so gering ausgeprägt, dass diese praktisch keine Hemmung von mechanischen Eigenschaften nach sich zieht. Die
Mikroskopieaufnahmen des Legierungsbeispiels 8 in Fig. 10 zeigen großflächige Bereiche mit feinem eutektischen Gefüge, in diesem Fall gebildet mit Al-Mischkristall und Mg Si. Vorteilhaft ist auch eine Resterstarrung aus Al-Mischkristall nur sehr gering ausgeprägt bzw. kaum vorhanden. Um eine Unterminierung der mit dem eutektischen Gefüge erreichbaren vorteilhaften Festigkeits- und Umformbarkeitseigenschaften zu vermeiden, wird angestrebt, eine Resterstarrung möglichst klein zu halten bzw. zu vermeiden. Im Besonderen ist die Resterstarrung nicht netzwerkartig verbunden bzw. ist in Form von voneinander separierten Einheiten ausgebildet, was ebenfalls eine vorteilhafte Ausbildung von hoher Festigkeit und ausgeprägter Umformbarkeit fördert. Das Legierungsbeispiel 8 erweist sich somit sowohl hinsichtlich geringer Resterstarrung als auch geringer
Primärerstarrung als gut geeignet, um Festigkeitseigenschaften bzw. Umformbarkeit auf Basis des feinen eutektischen Gefüges zu kontrollieren. Dies ist noch weiter optimierbar, wenn die Legierungszusammensetzung derart gewählt wird, dass die Primärerstarrung mit bzw. aus einer Mischkristallphase und nicht mit einer intermetallischen Verbindung bzw. Phase gebildet ist, also sich die Primärerstarrung im Fall des Legierungsbeispiels 8 im Al-Mischkristall-Bereich befindet.
Diese Betrachtung des Legierungsbeispiels 8 bzw. zugehörige Erläuterungen gelten in analoger Weise für das Legierungsbeispiel 9. Das Legierungsbeispiel 9 weist eine Legierungszusammensetzung praktisch am pseudoeutektischen Punkt pE liegend auf. Ebenso zeigt das Legierungsbeispiel 9, wie in Fig. 11 ersichtlich, ein feines eutektisches Gefüge mit kaum Resterstarrung und kaum Primärerstarrung. Die etwas geringere Festigkeit im Vergleich zum Legierungsbeispiel 8 erklärt sich durch den geringeren gelösten Anteil von Mg in der Al-Mischkristallphase. Eine Festigkeit kann vorteilhaft mit Variation eines Anteils von gelösten Elementen in der Mischkristallphase erreicht werden, wobei die Primärerstarrung jedoch, wie vorgenannt ausgeführt, bevorzugt im
Mischkristallbereich und nicht im Bereich einer intermetallischen Phase liegt.
Im Vergleich dazu zeigt auch das Legierungsbeispiel 10, ersichtlich in Fig. 12, ein feines eutektisches Gefüge, jedoch mit einem höheren Anteil von Resterstarrung, in Form von Al-Mischkristall und Si, welche zudem netzwerkartig ausgeprägt ist. Aufgrund des geringen Mg-Gehaltes ist das meiste Mg in Form von Mg Si gebunden, sodass eine Mischkristallhärtung der Al-Mischkristallphase sehr gering ausgeprägt ist. Dies korrespondiert zu geringeren Fließspannungen im Fließspannungsdiagramm der Fig. 20. Bei weiterer detaillierter Betrachtung der in Bezug auf eine Legierungszusammensetzung entfernt vom pseudoeutektischen Punkt pE angeordneten Legierungsbeispiele ist zu sehen, dass die Legierungsbeispiele 4 und 5, welche im Gebiet des eutektischen Punktes E liegen, dargestellt in Fig. 6 und Fig. 7, einen geringen Anteil von Primärerstarrung aufweisen, um welche ein relativ grobes eutektisches Gefüge, gebildet mit zwei Phasen, angeordnet ist. Ein übriger überwiegender Anteil von eutektischem Gefüge ist als ternäres Eutektikum, gebildet mit Mischkristall, AI2Si und Si, ausgebildet. Die mechanischen Eigenschaften, insbesondere Festigkeit bzw. Umformbarkeit, werden im Besonderen durch das grobe binäre eutektische Gefüge bzw. Phase negativ beeinflusst. Lokal liegt teilweise ein feines eutektisches ternäres Gefüge vor, welches stellenweise in stark vergröberte Strukturen übergeht. Die Unterschiede zwischen den Gefügestrukturen von Legierungsbeispielen mit Legierungszusammensetzungen am bzw. im Gebiet des pseudoeutektischen Punktes pE im Vergleich zu jenen am bzw. im Gebiet des eutektischen Punktes E korrelieren mit der Feststellung von entsprechend verbesserten Festigkeits- bzw. Umformbarkeitseigenschaften von Legierungszusammensetzungen am bzw. im Gebiet um den pseudoeutektischen Punkt pE.
Weiter ist zu sehen, dass die Legierungsbeispiele 6 und 7 mit zugehörigen in Fig. 8 und Fig. 9 dargestellten Mikroskopieaufnahmen grobe, polygonförmige Primärerstarrungen aufweisen. Dies erklärt sich durch die Positionierung der zugehörigen
Legierungszusammensetzungen im Mg2Si-Bereich des Phasendiagrammes, sodass sich eine ausgeprägte Mg2Si-Primärerstarrung bildet. Zwischen dieser ist ein grobes eutektisches Gefüge erkennbar sowie ein hoher Anteil von Resterstarrung, ersichtlich an den hellen Bereichen bzw. Kanälen in der Fig. 8 bzw. Fig. 9. Aufgrund dieser
Gefügemorphologie weisen das Legierungsbeispiel 6 bzw. 7 deutlich reduzierte
Festigkeiten bzw. Fließspannungen auf, welche insbesondere mit Rissinitiierung und Sprödbruch verbunden sind.
In Fig. 2 ist als grauer, flächiger Bereich ein besonders vorteilhafter Bereich zur
Ausbildung einer Al-Mg-Si-Legierung eingezeichnet. Dieser kennzeichnet bzw. entspricht im Wesentlichen einer vorgenannten Legierungszusammensetzung der
Legierungsbeispiele 8 und 9, jedoch mit einer Variation in der
Legierungszusammensetzung derart, dass sich als Primärerstarrung eine
Mischkristallphase und insbesondere keine intermetallische Phase ausbildet. Dies ermöglicht eine Ausbildung von besonders hohen Festigkeiten mit ausgeprägter
Umformbarkeit. Ein besonders vorteilhafter Umsetzungsbereich für eine solche Al-Mg-Si- Legierung ist also gegeben, wenn die Al-Mg-Si-Legierung im Al-Mg-Si-Phasendiagramm in einem Gebiet um den pseudoeutektischen Punkt angeordnet ist, wobei die
Legierungszusammensetzung im Phasendiagramm ausgehend vom vorgenannten pseudoeutektischen Punkt des Phasendiagramms der Fig. 2 an einer einem
zunehmenden Al-Anteil zugewandten Seite der korrespondierenden monovarianten Linie angeordnet ist.
Al-Cu-Mg-System:
Fig. 21 zeigt eine Darstellung eines ternären Phasendiagrammes eines Al-Cu-Mg- Systems. Es wurde ein Legierungsbeispiel des Al-Cu-Mg-Systems hergestellt und untersucht. Die zugehörigen Legierungszusammensetzung ist in Tabelle 2 als
Legierungsbeispiel 13 in Gewichtsprozent und Atomprozent angegeben und
korrespondiert zum Bezugszeichen 13, welches insbesondere im Phasendiagramm der Fig. 21 die Legierungszusammensetzung bezeichnet.
Tabelle 2: Legierungsbeispiel aus dem Al-Cu-Mg-Legierungssystem.
Figure imgf000021_0001
Wie im Phasendiagramm der Fig. 21 ersichtlich weist das Legierungsbeispiel 13 eine Legierungszusammensetzungen auf, welche in einem Gebiet um einen
pseudoeutektischen Punkt pE angeordnet ist. Anhand von optischen
Mikroskopieaufnahmen ist in Fig. 22 eine zugehörige Gefügestruktur veranschaulicht. Ersichtlich ist eine sehr feinskalige eutektische Gefügestruktur sowie eine geringe Menge von mit Mischkristall gebildeter Primärerstarrung. In Fig. 23 ist ein
Fließspannungsdiagramm als Ergebnis von dilatometrischen Versuchsreihen des Al-Cu- Mg-Legierungsbeispiels 13 dargestellt, wobei wieder eine Fließspannung, in MPa, als Funktion des Verformungsgrades dargestellt ist. Ersichtlich ist, dass sehr hohe
Festigkeiten bzw. Fließspannungen erreicht werden. Auch die Bruchdehnung liegt im technologisch relevanten Bereich für dieses Legierungssystem. Festigkeit bzw. Umformbarkeit korrespondieren zur feinen eutektischen Gefügestruktur und insbesondere geringen Menge von Primärerstarrung.
Mg-Al-Li-System:
Fig. 24 zeigt eine Darstellung eines ternären Phasendiagrammes eines Mg-Al-Li-Systems. Es wurden drei Legierungsbeispiele des Mg-Al-Li-Systems hergestellt und untersucht. Die Legierungszusammensetzungen der Legierungsbeispiele des Mg-Al-Li-Systems sind in Tabelle 3 als Legierungsbeispiel 14, 15 bzw. 16 jeweils in Gewichtsprozent und
Atomprozent angegeben und korrespondieren zu den Bezugszeichen 14, 15 und 16, welche insbesondere im Phasendiagramm der Fig. 24 die jeweilige
Legierungszusammensetzung bezeichnen.
Tabelle 3: Drei Legierungsbeispiele aus dem Mg-Al-Li-Legierungssystem.
Figure imgf000022_0001
Wie im Phasendiagramm der Fig. 24 ersichtlich weisen die Legierungsbeispiele 14 bis 16 jeweils eine Legierungszusammensetzung auf, welche in einem Gebiet um einen pseudoeutektischen Punkt pE angeordnet sind. Der pseudoeutektische Punkt pE ist in Fig. 24 mit einer eingezeichneten Referenzlinie verdeutlicht, wobei sich der
pseudoeutektische Punkt pE am Schittpunkt der monovarianten Linie bzw.
Liquidusgrenzlinie und der Referenzlinie befindet. Mit Beimengungen von CaY, insbesondere etwa 1 Gew.-% Ca und etwa 0,5 Gew.-% Y, können praktikabel
Oxidationseigenschaften der Legierungsbeispiele des Mg-Al-Li-Systems stabilisiert werden ohne dabei eine Gefügeausprägung negativ zu beeinflussen.
Die Legierungsbeispiele 14 und 15 liegen im Phasendiagramm etwas näher in einem Nahbereich des pseudoeutektischen Punktes, das Legierungsbeispiel 16 etwas weiter entfernt, wobei die Legierungszusammensetzung des Legierungsbeispiels 14 in etwa am pseudoeutektischen Punkt pE positioniert ist. Die Legierungsbeispiele 14 bis 16 liegen nach aktueller Datenlage in einem Mischkristallbereich, insbesondere ein kubisch raumzentriertes Gitter, bcc, bildend, vor.
Anhand von Mikroskopieaufnahmen sind in Fig. 25 bis Fig. 27 jeweils Gefügestrukturen ersichtlich gemacht. Die Gefügemorphologie der Fig. 25 und Fig. 26 indiziert eine
Ausbildung eines extrem feinskaligen Gefüges, welches im verwendeten Lichtmikroskop, nicht mehr auflösbar ist. Die dabei erkennbaren Korngrenzen sind auf oxidische
Verunreinigungen zurückzuführen. Die Gefügestruktur des Legierungsbeispiels 16 wurde mittels Rasterelektronenmikroskopie untersucht, dargestellt in Fig. 27. Ersichtlich in Fig. 27 sind einerseits helle Korngrenzphasen (in weißlich-grau), welche als Al-Ca identifiziert wurden, und andererseits ausgeprägte feine Kristall Strukturen bzw.
Morphologien in einem von Korngrenzphasen umschließenden Bereich, insbesondere in einem Zentrumsabschnitt dieses Bereiches, bzw. im Inneren des Mischkristalles, gut ersichtlich insbesondere im rechten Bild der Fig. 27. Im Phasendiagramm der Fig. 24 scheint die Legierungszusammensetzung des Legierungsbeispiels 16 relativ weit von der monovarianten Linie bzw. dem pseudoeutektischen Punkt pE entfernt zu liegen. In diesem Fall ist allerdings zu beachten, dass entsprechend bekanntem Fachwissen die Steigung im Bereich des kubisch raumzentrierten Gitters, bcc, - in welchem auch das
Legierungsbeispiel 16 angeordnet ist - im Phasendiagramm sehr flach ist und zudem die drei Elemente Mg, AI und Li eine große Löslichkeit ineinander aufweisen. Damit ist erklärbar, weshalb sich ein entsprechend ausgedehntes Gebiet um den
pseudoeutektischen Punkt ergibt, in welchem eine vorteilhafte feinskalige eutektische Gefügestruktur mit hohem Anteil ausbildbar ist.
Fig. 28 und Fig. 29 zeigen Fließspannungsdiagramme der Legierungsbeispiele 15 und 16 als Ergebnisse von dilatometrischen Versuchsreihen, wobei wieder eine Fließspannung, in MPa, als Funktion des Verformungsgrades dargestellt ist, wobei Fig. 28
Fließspannungskurven betreffend das Legierungsbeispiel 15 und Fig. 29
Fließspannungskurven betreffend das Legierungsbeispiel 16 zeigt. Ersichtlich ist, dass beide Legierungsbeispiele hohe Festigkeiten bzw. Fließspannungen sowie ausgeprägte Umformbarkeiten aufweisen, korrespondierend zu den ermittelten feinen eutektischen Gefügestrukturen. In Fig. 29 betreffend das Legierungsbeispiel 16 ist außerdem eine Möglichkeit einer weiteren Eigenschaftsoptimierung mittels Wärmebehandlung dargestellt. Fig. 29 zeigt Fließkurven von Legierungsproben unmittelbar nach einer Herstellung des Legierungsbeispiels 16 (as-cast), dargestellt in Fig. 29 als durchgezogene Linien, gekennzeichnet mit Bezugszeichen 16-1 , sowie darüber hinaus Fließkurven von
Legierungsbeispielproben nach durchgeführter Wärmebehandlung (aged) des
Legierungsbeispiels 16, dargestellt in Fig. 29 als gestrichelte Linien, gekennzeichnet mit Bezugszeichen 16-2. Hierzu wurden Proben des Legierungsbeispiels 16 einer
Wärmebehandlung bei 330°C für 3 Stunden unterzogen und anschließend Fließkurven mittels Druckversuchen ermittelt. Ersichtlich ist ein deutlicher Einfluss der
Wärmebehandlung auf Festigkeit, insbesondere Druckfestigkeit, und Umformbarkeit, wodurch das Potential gegeben ist, Druckfestigkeit und Umformbarkeit optimiert, insbesondere auf einen späteren Einsatzzweck hin, durch Wärmebehandlung
einzustellen.
Wie obig im Dokument bereits erläutert, hat es sich zur Umsetzung einer Legierung mit hoher Anwendungseignung als günstig erweisen, wenn die Legierung eine
Magnesiumbasislegierung ist, aufweisend, insbesondere bestehend aus, (in At.-%)
15,0 % bis 70,0 % Lithium,
mehr als 0,0 %, insbesondere mehr als 0,01 %, bevorzugt mehr als 0,05 %, Aluminium, Rest Magnesium und herstellungsbedingte Verunreinigungen,
wobei ein Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in At.-%) 1 :6 bis 4:6 beträgt. Das Legierungsbeispiel 16 kann als repräsentatives Beispiel für diese Legierungsdefinition gesehen werden, wie im Rahmen der europäischen Patentanmeldung mit der
Anmeldenummer 19184999.1 sowie außerdem im Rahmen der internationalen
Anmeldung mit dem internationalen Aktenzeichen PCT/EP2020/058280, welche beim Europäischen Patentamt eingereicht wurden, gezeigt ist. Hierbei darf insbesondere wiederum auch auf die jeweilige Fig. 1 dieser Anmeldungen verwiesen werden. In Fig. 24 ist ein entsprechendes Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in At.-%) von 1 :6 als strichlierte Linie eingezeichnet. Der vorgenannte Verhältnisbereich von Aluminium zu Magnesium (in At.-% bzw. Mol-%) von 1 :6 bis 4:6 befindet sich dabei im Phasendiagramm der Fig. 24 links von dieser Linie und stellt im Besonderen eine spezielle
Ausführungsvariante im Gebiet um den pseudoeutektischen Punkt pE dar.
Ein besonders vorteilhafter Umsetzungsbereich für eine Mg-Li-Al-Legierung, welche als Anwendungslegierung, insbesondere für ein Strukturbauteil, einsetzbar ist, ist gegeben, wenn die Mg-Li-Al-Legierung im Mg-Li-Al-Phasendiagramm in einem Bereich zwischen der ein Verhältnis von Aluminium zu Magnesium (in At.-%) von 1 :6 indizierenden Linie und der monovarianten Linie bzw. Liquidusgrenzlinie, insbesondere mit einem vorgenannte Li-Gehaltsbereich, angeordnet ist. Ein solcher Bereich ist im
Phasendiagramm der Fig. 24 als grauer, flächiger Bereich gekennzeichnet.
Es zeigt sich, wie schon zuvor im Rahmen der Legierungsbeispiele des Al-Si-Mg- Systems, dass vorzugsweise eine Legierungszusammensetzung derart gewählt ist, dass die Legierungszusammensetzung im Gebiet des pseudoeutektischen Punktes pE liegt und bevorzugt darüber hinaus eine Primärerstarrung mit bzw. aus Mischkristallphase aufweist, also die entsprechende Legierungszusammensetzung im Phasendiagramm in einem Mischkristallbereich positioniert ist.
Mg-Cu-Zn:
Fig. 30 zeigt eine Darstellung eines ternären Phasendiagrammes eines Mg-Cu-Zn- Systems. Es wurde ein Legierungsbeispiel des Mg-Cu-Zn-Systems hergestellt und untersucht. Die zugehörigen Legierungszusammensetzung ist in Tabelle 4 als
Legierungsbeispiel 17 in Gewichtsprozent und Atomprozent angegeben und
korrespondiert zum Bezugszeichen 17, welches insbesondere im Phasendiagramm der Fig. 30 die Legierungszusammensetzung bezeichnet.
Tabelle 4: Legierungsbeispiel aus dem Mg-Cu-Zn-Legierungssystem.
Figure imgf000025_0001
Legierungszusammensetzungen auf, welche in einem Gebiet um einen
pseudoeutektischen Punkt pE angeordnet ist. Anhand von optischen
Mikroskopieaufnahmen ist in Fig. 31 und Fig 32 eine zugehörige Gefügestruktur veranschaulicht. Ersichtlich ist eine sehr feinskalige eutektische Gefügestruktur, welche sich an einer Grenze einer lichtmikroskopischen Auflösbarkeit befindet. Ersichtlich ist hierbei ein relativ großer Anteil von Primärerstarrung. Vorteilhaft für eine hohe Festigkeit und Umformbarkeit ist es daher, wenn eine Legierungszusammensetzung noch näher am pseudoeutektischen Punkt pE bzw. näher an der monovarianten Linie bzw.
Liquidusgrenzlinie gewählt wird.
Fig. 33 zeigt ein Fließspannungsdiagramm als Ergebnisse von dilatometrischen
Versuchsreihen des Legierungsbeispiels 17, wobei wieder eine Fließspannung, in MPa, als Funktion des Verformungsgrades dargestellt ist. Ersichtlich ist, dass hohe Festigkeiten bzw. Fließspannungen erreicht werden, welche jedoch angesichts des ausgeprägten Anteiles von in den Mikroskopaufnahmen ersichtlicher Primärerstarrung durch Wahl einer Legierungszusammensetzung noch näher am pseudoeutektischen Punkt pE weiter verbessert werden können. In Fig. 33 sind dabei Fließkurven des Legierungsbeispiels 17 unmittelbar nach einer Herstellung des Legierungsbeispiels 17 (as-cast) gezeigt, gekennzeichnet mit Bezugszeichen 17-1 , sowie darüber hinaus Fließkurven des
Legierungsbeispiels 17 nach durchgeführter Wärmebehandlung, gekennzeichnet mit Bezugszeichen 17-2. Hierzu wurden Proben des Legierungsbeispiels 17 einer
Wärmebehandlung bei 350°C für 4 Stunden unterzogen und anschließend Fließkurven mittels Druckversuchen ermittelt. Ersichtlich ist ein deutlicher Einfluss der
Wärmebehandlung auf Festigkeit und Umformbarkeit, wodurch das Potential gegeben ist, Festigkeit und Umformbarkeit mittels Wärmebehandlung weiter zu optimieren.
In weiterer Folge wurden außerdem Untersuchungen von quaternären
Legierungssystemen bzw. quaternären Eutektika durchgeführt. Hierzu wurden
insbesondere die Legierungssysteme Al-Cu-Mg-Zn sowie Al-Mg-Si-Zn betrachtet.
Al-Cu-Mg-Zn:
In Bezug auf das Legierungssystem Al-Cu-Mg-Zn wurde ein im Gebiet eines
pseudoeutektischen Punktes pE gelegenes Legierungsbeispiel hergestellt und untersucht. Die Legierungszusammensetzung ist in Tabelle 5 als Legierungsbeispiel 18 in
Gewichtsprozent und Atomprozent angegeben und korrespondiert zum
Bezugszeichen 18.
Tabelle 5: Legierungsbeispiel aus dem Al-Cu-Mg-Zn-Legierungssystem.
Figure imgf000026_0001
Figure imgf000027_0001
Zur Untersuchung der eutektischen Gefügestruktur wurden Elektronenmikroskopie- Aufnahmen des Legierungsbeispiels 18 durchgeführt, dargestellt in Fig. 34. Ersichtlich ist ein feinstrukturiertes eutektisches Gefüge, insbesondere mit Strukturabmessungen im Nanometerbereich, gut ersichtlich in der rechten Aufnahme der Fig. 35 als ausgedehnter körniger Bereich im Zentrum des Bildes.
Es handelt sich hierbei um ein binäres eutektisches Gefüge in einem System mit vier Komponenten bzw. Elementen, somit um eine Steigerung des eingangs erklärten thermodynamischen Freiheitsgrades f von 1 auf 3 (quaternäres Eutektikum).
In Fig. 34 sind in den Primärbereichen (in grau) Substrukturen erkennbar, wobei es sich um Artefakte einer isostöchiometrischen Strukturumwandlung (bcc zu fcc) im festen Zustand handelt. In Bezug auf eine unmittelbare Beeinflussung von Festigkeit und
Umformbarkeit sind diese unbeachtlich. Weiter ersichtlich ist ein relativ großer Anteil von Primärerstarrung in Form einer Mischkristallphase (in hellgrau bis weißlich) sowie eine intermetallische Sekundärphase (in schwarz), insbesondere in Form einer Laves-Phase.
Fig. 35 zeigt ein Fließspannungsdiagramm als Ergebnis von dilatometrischen
Versuchsreichen mit dem Legierungsbeispiel 18. Dargestellt sind Fließkurven vor durchgeführter Wärmebehandlung, bezeichnet mit Bezugszeichen 18-1 , und Fließkurven nach durchgeführter Wärmebehandlung, bezeichnet mit Bezugszeichen 18-2, wobei wieder eine Fließspannung, in MPa, als Funktion des Verformungsgrades dargestellt ist. Ersichtlich ist, dass das Legierungsbeispiel 18 eine sehr hohe Festigkeit bei gleichzeitig vorhandener Bruchdehnung aufweist, wobei eine Umformbarkeit mittels
Wärmebehandlung variierbar ist.
Die vorhandene ausgeprägte Primärerstarrung sowie Sekundärphase sind als
sprödheitssteigernde Faktoren einzuschätzen, weshalb es vorteilhaft wäre diese Anteile weiter zu reduzieren, um Festigkeit bzw. Umformbarkeit weiter zu verbessern,
beispielsweise durch Verringerung des Abstandes zum bzw. weiterer Annäherung der Legierungszusammensetzung im Phasendiagramm an den pseudoeutektischen Punkt pE. Al-Mg-Si-Zn:
In Bezug auf das Legierungssystem Al-Mg-Si-Zn wurde ein im Gebiet eines
pseudoeutektischen Punktes pE gelegenes Legierungsbeispiel mittels Simulation untersucht. Die Legierungszusammensetzung ist in Tabelle 6 als Legierungsbeispiel 19 angegeben und korrespondiert zum Bezugszeichen 19.
Tabelle 6: Legierungsbeispiel aus dem Al-Mg-Si-Zn-Legierungssystem.
Figure imgf000028_0001
Als Ergebnis der Simulation sind in Fig. 36 Phasenanteile als Funktion der Temperatur des Legierungsbeispiels 19 dargestellt. Ersichtlich ist ein unmittelbarer Übergang von fester zu flüssiger Phase korrespondierend mit einer Ausbildung eines eutektischen Gefüges. In Fig. 35 ist korrespondierend dazu eine mittels Scheil-Gulliver- Erstarrungsberechnung ermittelte Darstellung des Festanteiles in Abhängigkeit von der Temperatur dargestellt. Die gezeigten Equilibriums- und Scheil-Gulliver- Erstarrungskurven zeigen ein Legierungssystem, welches bei vier Komponenten bzw. Elementen eine binär-eutektische Erstarrung zeigt. Entsprechend liegt also wiederum eine Steigerung des thermodynamischen Freiheitsgrades von 1 auf 3 vor. Die Scheil-Gulliver- Berechnung zeigt in Fig. 37 einen sehr geringen Anteil von Primärerstarrung in Form eines Mischkristalles mit einem Anteil von weniger als 3 Mol.-% bzw. At.-% sowie außerdem eine praktisch nicht vorhanden Resterstarrung.
Es zeigt sich somit in analoger Weise, dass vorteilhaft neben einer Positionierung der Legierungszusammensetzung im Gebiet des pseudoeutektischen Punktes pE außerdem ein Anteil von Primärerstarrung und/oder Resterstarrung klein gehalten werden kann, um Festigkeitseigenschaften bzw. Umformungseigenschaften weiter zu steigern bzw. zu verbessern.
Eine erfindungsgemäße Legierung mit mehr als drei Komponenten mit einem durch Abkühlen aus dem flüssigen Zustand in den festen Zustand erzeugten eutektischen Gefüge ist somit vorteilhaft mit einem feinstrukturierten eutektischen Gefüge,
insbesondere mit einer Feinstruktur im Nanometerbereich, ausbildbar, welches einen dominanten bzw. Wesentlichen Phasenanteil bzw. Gefügeanteil in der Legierung bildet, wenn eine Legierungszusammensetzung der Legierung im Phasendiagramm im Gebiet eines bzw. um einen pseudoeutektischen Punkt angeordnet ist. Auf diese Weise ist die Legierung mit vorteilhaft hoher Festigkeit und ausgeprägter Umformbarkeit ausbildbar. Dies gilt im besonderen Maße, wenn eine Primärerstarrung und/oder Resterstarrung sehr gering ausgebildet ist. Im Speziellen ist es hierfür günstig, wenn die Primärerstarrung mit bzw. aus einem Mischkristall, insbesondere nicht mit bzw. aus einer intermetallischen Phase, gebildet ist bzw. die Legierungszusammensetzung in einem entsprechenden Bereich im Phasendiagramm gewählt ist. Eine derart gebildete Legierung bietet damit ein Potenzial, robuste und widerstandsfähige Bauelemente, insbesondere
Konstruktionsbauelemente, im Besonderen für eine Einsatzzweck in der
Automobilindustrie, Flugzeugindustrie und/oder Weltraumindustrie, bevorzugt
zweckabhängig, umzusetzen.

Claims

Patentansprüche
1. Legierung, insbesondere Leichtmetalllegierung, aufweisend eine
Legierungszusammensetzung mit mindestens drei Komponenten und ein eutektisches Gefüge, welches durch Abkühlen aus einem flüssigen Zustand in einen festen Zustand der Legierung erhalten ist, mit der Maßgabe, dass eine Zusammensetzung der Legierung in einem Gebiet um einen pseudoeutektischen Punkt (pE) eines Phasendiagrammes der Legierung liegt, sodass in der Legierung mindestens 85 Mol-% eutektisches Gefüge vorliegt.
2. Legierung nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass das eutektische Gefüge einen durchschnittlichen Abstand deren Phasenanteile von kleiner als 3 pm, bevorzugt kleiner als 1 pm, aufweist.
3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Resterstarrung mit einem Anteil von maximal 5 Mol-%, bevorzugt maximal 3 Mol-%, aufweist.
4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Primärerstarrung mit einem Anteil kleiner als 10 Mol-%, insbesondere kleiner als 5 Mol-%, aufweist.
5. Legierung nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Primärerstarrung mit einer Mischkristallphase gebildet ist.
6. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Dichte kleiner als 8 g/cm3 aufweist.
7. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Magnesiumbasislegierung, Aluminiumbasislegierung,
Lithiumbasislegierung oder Titanbasislegierung ist.
8. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Gusslegierung ist.
9. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung eine Al-Mg-Si-Legierung ist.
10. Legierung nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Al-Mg-Si- Legierung zwischen 0,01 Gew.-% und 5,0 Gew.-%, insbesondere etwa 3,0 Gew.-%, Zink aufweist.
11. Verfahren zur Herstellung einer Legierung, insbesondere einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, mit einem eutektischen Gefüge, wobei die Legierung eine Legierungszusammensetzung mit mindestens drei Komponenten aufweist und wobei die Legierung zur Bildung des eutektischen Gefüges ausgehend von einem flüssigen Zustand in einen festen Zustand der Legierung abgekühlt wird, mit der Maßgabe, dass die Legierungszusammensetzung in einem Gebiet um einen pseudoeutektischen Punkt (pE) eines Phasendiagrammes der Legierung liegend bereitgestellt wird, sodass sich beim Abkühlen in die feste Phase das eutektische Gefüge mit einem Anteil von mindestens 85 Mol-% ausbildet.
12. Vormaterial, Halbzeug oder Baumaterial mit einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10 oder erhältlich mit einem Verfahren nach Anspruch 11.
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